автореферат диссертации по металлургии, 05.16.04, диссертация на тему:Совершенствование технологии получения фасонных отливок из алюминиевого сплава АН2ЖМц на базе системы Al-Ni-Mn-Fe-Zr с целью повышения прочностных свойств при 300-350°C

Совершенствование технологии получения фасонных отливок из алюминиевого сплава АН2ЖМц на базе системы А1-№-Мп-Ре-гг с целью повышения прочностных свойств при 300-350 °С

Специальность 05.16.04. - «Литейное производство»

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

5 и:0!12014

Москва 2014

005549806

Диссертационная работа выполнена на кафедре технологии литейных процессов Национального исследовательского технологического университета «МИСиС»

НАУЧНЫЙ РУКОВОДИТЕЛЬ:

Профессор, доктор технических наук Белов Николай Александрович

ОФИЦИАЛЬНЫЕ ОППОНЕНТЫ:

Доктор технических наук, Батышев Константин Александрович

профессор кафедры МиТЛП МАМИ

Кандидат технических наук, Федотов Игорь Леонидович

Директор по развитию ООО «Стройбис»

ВЕДУЩЕЕ ПРЕДПРИЯТИЕ: ФГАОУ ВПО «Белгородский

государственный национальный исследовательский университет» (НИУ «БелГУ»)

Защита диссертации состоится «26» июня 2014г. в 10 часов на заседании Диссертационного совета Д 212.132.02 при Национальном исследовательском технологическом университете «МИСиС» по адресу: 119049, г. Москва, Ленинский проспект, д.6, ауд. 305.

Отзывы на автореферерат диссертации (в двух экземплярах, заверенных печатью учреждения) просьба отправлять по адресу: 119049, г. Москва, Ленинский проспект, д.4, Учёный совет. Копии отзывов можно присылать по факсу: (495)951-17-25, а также на email: sannikov8@mail.ru.

Автореферат разослан «26» мая 2014 г.

Ученый секретарь Диссертационного совета, кандидат технических наук, доцент

Колтыгин А.В.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы

Работа над созданием жаропрочных алюминиевых сплавов активно велась в нашей стране и за её пределами уже с начала XX века. Развитие новой техники требует новых литейных алюминиевых сплавов с повышенными характеристиками жаропрочности и в настоящее время. Среди стандартных сплавов наибольшей жаропрочностью обладают сплавы на базе системы Al-Cu-Mn (типа АМ5). Однако они имеют низкие литейные свойства, что затрудняет получение из них тонкостенных отливок сложной формы. Кроме того, при длительной работе при температурах 250 °С и выше, сплавы данной системы сильно разупрочняются. Третьим серьезным недостатком сплавов типа АМ5 (это относится и к широко распространенным силуминам типа АК7ч/АК9ч) является то, что отливки должны подвергаться термообработке включающей закалку (как правило, Т6 или Т7).

Данная проблема потребовала разработки принципиально новых сплавов. В результате проведения научной исследовательской работы, в МИСиС, под руководством проф. Н.А.Белова, был проведен поиск новых оригинальных композиций на базе других эвтектик, легированных переходными металлами. Эта работа легла в основу нового сплава АН4Мц2 на базе эвтектики (Al)+Al3Ni. Сплавы этого типа получили название «никалины». Результаты сравнения характеристик ни-калина АН4Мц2 с наиболее жаропрочными промышленными аналогами (сплавами на базе системы Al-Cu и поршневыми силуминами) показали его существенное превосходство по длительной прочности при температурах 300-350 °С.

Однако ввиду высоких требований к качеству шихты и большого содержания никеля, никалин АН4Мц2 имеет смысл рассматривать в качестве модельной композиции, поскольку он предполагает низкое содержание железа и кремния, т.е. для его производства требуется алюминий высокой чистоты. Поэтому на кафедре технологии литейных процессов НИТУ «МИСиС» был разработан новый жаропрочный экономнолегированый никалин АН2ЖМц на базе системы Al-Ni-Fe-Mn-Zr (патент РФ №2478131, 2013 г.), который предполагал устранение этих недостатков. В частности, в данном сплаве железо является не примесью, а легирующим компонентом. Однако оптимальные концентрации легирующих элементов в сплаве АН2ЖМц и технологические режимы получения из него фасонных отливок (включая термообработку) не имели достаточного научного обоснования.

Цель работы

Целью работы является научное обоснование состава экономнолегирован-ного алюминиевого сплава АН2ЖМц на базе системы Al-Ni-Mn-Fe-Zr на базе и технологических режимов получения из него фасонных отливок, включая термическую обработку, исключающую операцию закалки, для повышения прочностных свойств при 300-350 °С.

Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:

1. Провести анализ фазового состава системы Al-Ni-Mn-Fe-Si, в том числе

для условий неравновесной кристаллизации.

2. С использование расчетных и экспериментальных методов обосновать оптимальный химический состав сплава АН2ЖМц, включая определение допустимого уровня примеси кремния и концентрационных границ появления первичных кристаллов интерметаллидных фаз.

3. Изучить особенности кристаллизации (включая фазовые превращения) сплава АН2ЖМц при литье в песчаные и металлические формы.

4. Изучить влияние термической обработки на структуру (в частности, на формирование наночастиц фазы А13гг) и механические свойства сплава АН2ЖМц.

5. Провести опытное опробование сплава АН2ЖМц для производства сложных тонкостенных отливок сравнительно с марочными сплавами типа АК7ч/АК9ч и АМ5.

Научная новизна

1. Расчетным и экспериментальным путем проведен количественный анализ фазового состава системы А1-№-Мп-Ре-81 в области до 9 %' N1, до 3 % Бе, до 3 % Мп, до 3 % (масс.%). Определены концентрации элементов данной системы, при которых возможна первичная кристаллизация интерметаллидных фаз А13№, А19Ре№, А13Ре, А16(Ре,Мп) и А115(РеМп)3512.

2. Установлена концентрационная граница появления легкоплавкой содержащей эвтектики и выявлена ее связь с горячеломкостью.

3. Изучено влияние температуры отжига в диапазоне до 600 °С на структуру, упрочнение и электросопротивление отливок сплава АН2ЖМц. Установлено, что максимальное упрочнение достигается при многоступенчатом отжиге при температуре последней ступени 400-450 °С, что отвечает максимальному распаду алюминиевого твердого раствора при сохранении размера выделений фазы А^т (Ь12) менее 20 нм.

4. Изучены особенности кристаллизации сплава АН2ЖМц при литье с различными скоростями охлаждения. Показана возможность использования данного сплава при литье в разовые формы, поскольку эвтектика (А1)+А19Ре№ сохраняет достаточно дисперсное строение.

Практическая значимость работы

1. Оптимизирован состав нового экономнолегированного жаропрочного алюминиевого сплава АН2ЖМц системы А1-№-Мп-Ре-7г на базе эвтектики (А1)+А19Ре№ для различных способов литья.

2. Показано, что данный сплав позволяет в отожженном состоянии получить механические свойства на уровне силуминов типа АК7ч и АК9ч, термооб-работанных по режиму Т6: ств>250 МПа, 6>5%. При этом в отличие от последних сплав АН2ЖМц обладает термостойкостью к нагревам до 400 °С включительно.

1 Здесь и далее, если не указано иное, содержание компонентов приводится в % по массе, а относительные количества фазовых составляющих в массовых долях.

3. Разработаны технологические рекомендации на плавку литье и термообработку отливок нового экономнолегированного жаропрочного алюминиевого сплава АН2ЖМц.

Апробация работы

По результатам работы был выигран конкурс «Финальный отбор по программе УМНИК», 12 апреля 2011 г. Москва, НИТУ «МИСиС»

Основные материалы диссертационной работы обсуждены на 66-х днях науки студентов МИСиС (2011 г. Москва, НИТУ «МИСиС»), 7-ой международной научно-практической конференции «Прогрессивные литейные технологии» (11-15 ноября 2013 г. Москва, НИТУ «МИСиС») и на научных семинарах кафедры технологии литейных процессов НИТУ «МИСиС» (2010 — 2013 гг.)

Результаты диссертации отражены в 5 публикациях в журналах, входящие в перечень ВАК). Получено свидетельство о НОУ-ХАУ (№ 35-004-2011 ОИС).

Достоверность научных результатов

Достоверность результатов обеспечена использованием современных аттестованных методов исследования, а также статистической обработкой данных.

Структура и объем диссертации

Диссертационная работа состоит из 7 глав, общих выводов и 4 приложений. Работа изложена на 118 страницах формата A4, содержит 14 таблиц, 2 формулы, 28 рисунков. Библиографический список включает 108 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

1. Обзор литературы

В обзоре литературы были проанализированы отечественные и зарубежные разработки в области промышленных термостойких литейных алюминиевых сплавов. Показаны основные системы легирования промышленных жаропрочных сплавов, их преимущества и недостатки. Также в обзоре рассматривается влияние химического состава и технологических факторов на жаропрочность сплавов.

Особое внимание уделено современным подходам к легированию жаропрочных сплавов, в том числе и переходными металлами.

На основе обзора литературы были сформированы задачи по разработке нового термостойкого экономнолегированного алюминиевого литейного сплава, превосходящего промышленные аналоги.

2. Методика исследования

Химический состав экспериментального сплава АН2ЖМц приведен в таблице 1. Исходя из обзора литературы, объектами сравнения в работе являлись из-

вестные сплавы: АК18 (ГОСТ 30620-98); АК12ММгН (ГОСТ 1583-93), АМ5

(ГОСТ 1583-93), АК9-(} (Патент РФ №2441091,2012 г.) и другие.

Таблица 1 - Химический состав алюминиевого литейного сплава АН2ЖМц_

Марка Сплава Примеси, %

Ni Mn Fe Zr Cu Si Zn Mg

АН2ЖМц 1,8-2,2 1,3-1,7 0,4-0,6 0,4-0,6 <0,1 <0,16 <0,1 <0,1

Экспериментальные сплавы готовили на основе алюминия разной чистоты (А99, А7Е, А5Е, а также отходы электротехнического алюминия) с использованием двойных лигатур (Al - 20 % Ni, Al - 10 % Mn, Al - 10 % Fe, Al - 3,5 Zr и др). Плавки проводились в печи сопротивления CI1IOJI 0,02, индукционных печах «РЭЛТЕК». Контроль химического состава сплавов проводился на эмиссионном спектрометре ARL 4460.

Для определения горячеломкости сплавов использовали карандашную пробу «арфа», измеряя максимальную длину стержня, не давшего кристаллизационных трещин. Для определения формозаполняемости использовалась проба Белова-Гусевой. Формозаполняемость оценивалась по площади заполнения формы сплавом. Для проведения термоанализа сплавов использовали измеритель ОВЕН ТРМ200. Нагрев образцов проводили в силитовой печи сопротивления СШОЛ 0,02 в алундовом тигле. Особенности литья сплава АН2ЖМц в различные формы приведены в главе 6.

Исследуемые сплавы подвергались термообработке в муфельных электрических печах SNOL 58/350 и SNOL 8,2/1100 с точностью поддержания температуры 5 К. Стандартные литейные алюминиевые сплавы термообрабатывали по режимам в соответствии с ГОСТ 1583-93.

Микроструктуру литых и термообработанных образцов изучали на световом микроскопе Axio Observer МАТ и электронных сканирующих микроскопах JSM-6610LV и TESCAN VEGA 3. Полседние укомплектованы энергодисперсионной приставкой-микроанализатором INCA SDD Х-МАХ производства Oxford Instruments и программным обеспечением (INCA Energy и Aztec соответственно).

Изучение тонкой структуры проводили на просвечивающем электронном микроскопе (ПЭМ) высокого разрешения JEM2100 (фирма JEOL). Сначала из отливки вырезали пластины, которые с помощью шлифовки утоняли до толщины 0,15-0,2 мм. Из полученных пластин вырубали диски диаметром 3 мм. Далее фольги утонялись на установке Struers для электролитического приготовления образцов при напряжении 15 В и температуре —40 °С в хлорноспиртовом электролите (С2Н50Н -10 % HCI04).

Электропроводность образцов исследовалась на приборе VE-26N с диапазоном измерения 5-62 МСм/м.

В качестве оценки механических свойств сплавов использовали испытания на твердость и растяжение. Измерение твердости образцов по Бринеллю проводили по стандартной методике в соответствии с ГОСТ 9012-59 на твердомере WilsonWolpert 930. Для проведения испытаний на растяжение (при комнатной и повышенных температурах) использовали образцы, которые вытачивали из прут-

ков, отлитых в стальную изложницу в соответствии с ГОСТ 1583-93. Испытания на растяжение проводили на универсальной испытательной машине гиТСКЛШЕЬЬ 2250. Механические свойства образцов оценивали по значениям временного сопротивления (аЕ), условного предела текучести (о0>2) и относительного удлинения (5). Испытания проводились в соответствии с ГОСТ 1497-84. Скорость испытания составляла 5мм/мин.

3. Анализ фазового состава сплавов

Поскольку цирконий не образует других фаз кроме А13гг, то другие элементы, входящие в сплав АН2ЖМц, сложным образом распределяются между несколькими фазами, что требует количественного анализа системы А1-№-Ре-Мп-(с учетом неизбежной примеси кремния). В этой пятикомпонентной системе в равновесии с (А1) могут находиться 8 фаз: А13№, А13Ре, А16(Ре,Мп), А19Ре№, А18Ре281, А115(Ре,Мп)3812, А15Ре81, и (81). При определенных концентрациях легирующих элементов в системе возможна первичная кристаллизация интерметал-лидных фаз, что заведомо нежелательно ввиду их грубой морфологии.

Область концентраций для расчета фазового состава была выбрана на основе качественного анализа тройных и четверных диаграмм системы А1-№-Ре-Мп-81: применительно к никалинам: 0-9 % N1, 0-3 % Ре, 0-3 % Мп, 0-3 % 81.

В системе А1-№-Мп расчет проекции ликвидуса показывает, что увеличение содержания никеля до эвтектической концентрации (6%) сдвигает границу появления первичных кристаллов фазы А16Мп с 2 до 1,4%. При этом концентрация марганца в (А1) в присутствии никеля снижается с 1,4 до 1,25 %. Следует отметить, что согласно Л.Мондольфо в алюминиевом углу данной системы в равновесии с (А1) кроме двойных алюминидов (А13№ и А16Мп) может быть также тройное соединение А11бМп3№. Однако в базе ТТАЬ5 это соединение отсутствует. Учитывая незначительное число публикаций, которые свидетельствуют о наличие тройного соединения, в данной работе принимали вариант, при котором в равновесии с (А1) могут быть только двойные интерметаллиды.

Совместное влияние железа и никеля при 0,5 % Мп отражено на рисунке 1а, из которого следует, что расположение полей первичной кристаллизации ин-терметаллидных фаз в этой четверной системе весьма близко расположению соответствующих полей в системе А1-№-Ре. Из сечения при 2 % N1 и 0,5 % 81 следует, что в рассматриваемом диапазоне кроме (А1) первично могут кристаллизоваться только фазы А16(Ре,Мп), А13Ре и А19Ре№ (рис. 16). При низком никеле возможна первичная кристаллизация фаз А16(Ре,Мп) и А13Ре (рис.1 в).

Согласно известным данным в сплавах системы А1-№-Ре-Мп-81 кремний может входить в состав четырех фаз, но только одна из них (А115(РеМп)3812) в рассматриваемом диапазоне концентраций может кристаллизоваться первично. В частности, сечение при 4 % № и 1 % Мп показывает, что содержание 81 должно превышать 1,5 % (рис.1 г). При меньшей концентрации кремния избыток железа должен приводить к образованию первичных кристаллов фазы А16(Ре,Мп). При низком железе граница появления первичных кристаллов А115(РеМп)3812 увеличивается (более 3 % 81).

А " №,% А " >е,%

а б

Рис.1. Проекции поверхности ликвидус в сечениях системы А1-№-Мп-Ре-8к а) при 4% № и 0,2 % Бе; б) при 2 % № и 0,5 % Бц в) при 1 % № и 0,5 % Бц г) при 2

%№ и 1,5 %Мп.

Обобщая результаты расчета, можно отметить сложное влияние состава, как на размеры области первичной кристаллизации алюминиевого твердого раствора, так и на то, какой интерметаллид может появиться в структуре в виде первичных кристаллов.

Для изучения влияния примеси кремния было рассчитано политермическое сечение системы А1-№-Ре-Мп-81, представленное на рисунке 2.

Анализ построенного сечения показывает, что кремний значительно усложняет фазовый состав. Уже 0,15 % достаточно для появления фазы А115(Ре,Мп)2813. Также из сечения видно, что интервал кристаллизации фазы А19Ре№ с ростом концентрации кремния сильно увеличивается (при 1,5 % 81 он составляет около 90 К). Это свидетельствует об отрицательном влиянии повышенного содержания кремния на структуру АН2ЖМц.

№ Фазовые области

1 L

2 ¿+Al„(Fe,Mn)

3 I+(Al)+Al6(Fe,Mn)

4 I+(Al)+Al6(Fe,Mn)+Al9FeNi

5 (Al)+Al6(Fe,Mn)+Al„FeNi

6 (Al)+Al6(Fe,Mn)+Al„FeNi+a,

7 (AI)+Al9FeNi+a,

8 L+(Al)+Al,FeNi+a,

9 L+(Al)+Al6(Fe,Mn)+Al,FeNi+a,

10 I+(AI)+Al9FeNi+a,+a2

11 I+(Al)+Al9FeNi+a,

12 (Al)+Al9FeNi+ai+a,

13 (Al)+Al6(Fe,Mn)+Al,FeNi+a,

14 ( Al)+Al6(Fe,Mn)+Al,FeNi+a,+a2

15 (Al)+Al6(Fe,Mn)+Al,FeNi+a,+Al,Ni

16 (Al)+Al9FeNi+a,+a,+Al,Ni

17 (Al)+Al9FeNi+a,+Al3Ni

18 (Al)+a,+Al3Ni

19 (Al)+a,+Al3Ni+(Si)

20 £+a,+Al6(Fe,Mn)

21 £+a,

22 L+(Al)+a,

23 L+(Al)+Al,FeNi+a,+Al,Ni

24 I+(Al)+a,+Al3Ni

Рис.2. Политермический разрез системы Al-Ni-Fe-Mn-Si при 2% Ni, 1,5%

Мп и 0,5%Fe

4. Исследование влияния легирующих элементов и примесей на структуру, фазовый состав и литейные свойства

Для экспериментального изучения были приготовлены 5 сплавов, в которых согласно расчету (см. выше) первично должны кристаллизоваться следующие интерметаллидные фазы. Al3Ni, Al9FeNi, Al3Fe, Al6(Fe,Mn) и AlI5(Fe,Mn)3Si2. Химический состав сплавов по данным спектрального анализа приведен в табл.2.

Для оценки температурных интервалов, при которых следует ожидать формирования первичных интерметаллидов, в программе Thermo-Cale по модели Sheil-Gulliver рассчитывали зависимости суммарной массовой доли твердых фаз (Q) от температуры.

Результаты расчета, приведенные в табл.3, были использованы для выбора температуры, при которой доля первичных интерметаллидов близка к максимуму. Навески сплавов массой около 50 г расплавляли, выдерживали в течение 1 часа при выбранных температурах, а затем закаливали в воде. В процессе выдержки происходило оседание первичных интерметаллидов на дно тигля. При этом предполагалось, что их химический состав должен приближаться к равновесному.

Таблица 2 - Химический состав экспериментальных сплавов с первичными ___интерметаллидами_

№ Концентрация, масс.%

Ni Mn Fe Si Al

1 8,00 <0.01 0.1 0,1 Основа

2 3,6 0,02 1,3 0,09 Основа

3 0,55 0.49 1,96 0,09 Основа

4 1,84 1,92 0,99 0,11 Основа

5 1,83 2.17 0,34 1,87 Основа

Таблица 3 - Расчетные параметры кристаллизации интерметаллидных фаз

Фазы T,,°C T2, °С ДТ, °С Q, масс.%

1 Al3Ni 662,6 639,0 23,6 17,7

2 Al9FeNi 677,6 639,8 37,8 14,6

3 Al3Fe 670,6 647,8 22,8 2,5

4 Al6(Fe,Mn) 686,2 630,0 51,3 6,6

Ть Т2, AT - начало, окончание и интервал кристаллизации соответствующих интерметаллидных фаз, Q- массовая доля первичных кристаллов интерметаллидной фазы

В микроструктуре всех приготовленных сплавов на фоне эвтектики четко выявляются первичные кристаллы, размеры которых составляют десятки и даже сотни мкм (рис.3). Следует отметить их глобулярную форму, что свидетельствует формировании фазового состава, близкого к равновесному. Для экспериментального определения концентраций элементов в первичных интерметаллидах проводили микрорентгеноспектральный анализ. Его результаты, приведенные в табл.4, показали хорошую сходимость с теоретическим расчетом в программе Thermo-Calc (база данных TTAL5).

Таблица 4 - Экспериментальные результаты определения химического состава первичных интерметаллидов__

Фаза Концентрация, масс.% Вид анализа

Al Ni Mn Fe Si

Al9FeNi 71,66 17,47 - 10,87 - МРСА

67,70 23,70 - 8,60 - Thermo-Cale

Al6(Fe,Mn) 71,36 0,46 20,14 8,04 - МРСА

74,69 - 20,12 5,27 - Thermo-Cale

Al3Fe 61,46 4,12 4,33 30,09 - МРСА

59,12 2,78 3,05 35,04 - Thermo-Cale

Ali5(Fe,Mn)3Si2 64,74 2,40 23,41 2,79 6,67 МРСА

62,04 - 28,84 1,08 8,04 Thermo-Cale

Al3Ni 52,79 41,01 - - - МРСА

57,97 41,95 - 0,08 - Thermo-Cale

В сплаве 1 с высоким содержанием никеля, при низком железе и кремнии первично кристаллизуется двойной интерметаллид А13№ (рис. За). В остальных сплавах обнаруживаются первичные кристаллы только Ре-содержащих фаз. В частности, в сплаве 2, состав которого заведомо попадает в область первичной кристаллизации фазы А19Ре№ (рис. 1а), анализ показывает наличие именно этой фазы (рис.36). В сплаве 4 наличие первичных кристаллов фазы А16(Ре,Мп) (рис.Зв) согласуется с расчетом. Анализ химического состава первичных кристал-: лов в сплаве 5 (рис.Зг) также соответствует с расчетными данными, которые пока-

зывает формирование фазы А115(РеМп)3812.

Известно, что в первичном алюминии, присутствуют не только примесь железа, но и кремния. Так как железо в данном сплаве является легирующим компонентом, изучение влияния кремния потребовало специального рассмотрения.

Учитывая сложное влияние примеси кремния на фазовый состав сплава, были рассчитаны параметры кристаллизации сплавов с разным содержанием

в г

Рис.3 Первичные кристаллы фаз: а) А13№ в сплаве 1; б) А19Ре№ в сплаве 2; в) А16(Ре,Мп) в сплаве 4; г) А^^еМп^г в сплаве 5

кремния, используя зависимости объемной доли твердых фаз от температуры (табл.5).

Таблица 5 - Расчетные значения параметров неравновесной кристаллизации ника-лина АН2ЖМц в зависимости от содержания кремния ___

Содержание кремния, % 0,06 0,16 0,26 0,36 0,46 0,56

Температура ликвидуса, °С 651 650 650 649 649 649

Температура солидуса, °С 615 568 555 555 555 555

Интервал кристаллизации, °С 36 82 95 94 94 94

а б

Рис.4. Расчетные зависимости массовой доли твердых фаз (Ой) от температуры в процессе неравновесной кристаллизации никалина АН2ЖМц с разным содержанием кремния: а) 0,06 % Бц б) 0,26 %

На рис.4 приведены кривые неравновесной кристаллизации (С^-Т), отражающие влияние кремния при его добавлении в базовый сплав. При наличии 0,06% кремния интервал кристаллизации еще достаточно узок (рис.4а, табл.5), но уже добавление 0,1% кремния увеличивает ДТ$ до 82 °С, за счет снижения неравновесного солидуса (до -568 °С). А при 0,26% кремния величина ДТ8 достигается 95 °С (рис. 46), что обусловлено образованием низкотемпературной эвтектики Ь—»(А1)+А19Ре№+А13№+(81) с участием кремниевой фазы. При повышении концентрации кремния величина площадки, отмеченной на рис. 46, увеличивается, а само значение ДТ8 мало меняется (табл.5).

Для экспериментального изучения влияния кремния на горячеломкость никалина АН2ЖМц было получено 5 сплавов, содержащих 0,16; 0,26; 0,36; 0,46 и 0,56 % кремния. Основные исследования проводили на отливках «арфа», характеризующих склонность к образованию горячих трещин.

Характер зависимостей Т-(38 (рис.7) предполагает отрицательное влияние кремния на горячеломкость никалинов, что подтверждается экспериментальными

данными. Базовый сплав демонстрирует полное отсутствие трещин в пробе (рис.5а), что является наилучшим показателем (это отвечает уровню силуминов типа АК7). Но уже при 0,16 % кремния трещины отчетливо выявляются (рис.56). Показатель горячеломкости (ПГ) обнаруживают четкую связь с характером неравновесной кристаллизации (табл.5). Из рис.6 следует, что с увеличением ДТ8 величина ПГ (длина критического стержня) закономерно возрастает.

Рис.5. Отливки «Арфа» никалина АН2ЖМц с разным содержанием кремния: а) 0,06 % 81; 6) 0,16 % 81 (отмечены трещины)

н <

100 90 80 70 60 50 40 30

0.06

-■-Показатель горячеломкости (ПГ) -^■Интервал кристаллизации

■-■

100

90

80

70 2 60

0.16

0.26

0.36

0.46

и С

50 40 30

0.56 81, %

Рис.6. Влияние кремния на интервал кристаллизации (расчет) и показатель горячеломкости (эксперимент)

Результаты металлографических исследований показывают, что повышение концентрации кремния, увеличивая интервал кристаллизации, мало сказывается на микроструктуре. Даже при 0,56 % кремния эвтектика имеет дисперсное строение (рис.7), не уступая базовому сплаву.

Таким образом, в отличие от железа, которое в никалине АН2ЖМц является легирующим компонентом, кремний следует достаточно строго ограничивать в зависимости от требований к литейным свойствам. В связи с этим предпочтительно использование первичного алюминия электротехнических марок (А5Е и А7Е) с высоким отношением Fe:Si.

5. Исследования процесса образования наночастиц фазы AbZr(Ll2) и оптимизация режима отжига отливок

Основная задача данного этапа исследований состояла в изучении влияния температуры отжига на структурные изменения и упрочнение экспериментального литейного сплава АН2ЖМц. Эти исследования направлены на создание научной базы, необходимой для обоснованного выбора режима термообработки применительно к термостойким литейным алюминиевым сплавам нового поколения.

Для экспериментального изучения был приготовлен никалин АШЖМц на основе отходов алюминиевой катанки марки А5Е, а также 3 модельных сплава на основе алюминия А99. Выбор составов экспериментальных сплавов (табл.6) был обусловлен следующими соображениями: первый сплав представлял собой базовый вариант никалина АШЖМц, остальные три сплавы выполняли функцию модельных композиций для выявления эффекта от разных фаз.

Таблица 6 - Химический состав сплава АШЖМц и модельных сплавов

№ п/п Сплав Концентрация, масс.%

Ni Fe Mn Zr Si AI

1 АШЖМц 2,24 0,42 1,45 0,45 0,15 Основа

2 AINiFe 2,06 0,35 <0,01 <0,01 <0,01 Основа

3 AlZr <0,01 <0,01 <0,01 0,50 <0,01 Основа

4 AlMn <0,01 <0,01 0,98 <0,01 <0,01 Основа

Отжиг темплетов проводили по многоступенчатым режимам в интервале температур от 250 до 600 °С с шагом 50 °С и 3-часовой выдержкой на каждой

х2.0к 30 um

Рис.7. Микроструктура никалина АШЖМц с добавкой 0,56 % Si, СЭМ

ступени (табл.7). Для каждого режима измеряли удельную электрическую проводимость (у) и твердость по Бринеллю.

Таблица 7 - Режимы отжига экспериментальных сплавов и расчетные значения концентраций циркония и марганца в алюминиевом твердом растворе2_

Обозначение Режим отжига Концентрация в (AI), масс.%

Zr Mn

do23 LI2

Т250 250 °С, Зч 0,001 0,017 0,007

ТЗОО Т250 + 300 °С, Зч 0,003 0,037 0,020

Т350 ТЗОО + 350 °С, 3 ч 0,009 0,072 0,049

Т375 Т350 + 375 °С, 3 ч 0,013 0,096 0,074

Т400 Т375 + 400 °С, 3 ч 0,019 0,126 0,106

Т425 Т400 + 425 °С, 3 ч 0,027 0,162 0,150

Т450 Т425 + 450 °С, 3 ч 0,038 0,204 0,206

Т475 Т450 + 475 °С, 3 ч 0,052 0,252 0,277

Т500 Т475 + 500 °С, 3 ч 0,068 0,309 0,364

Т550 Т500 + 550 °С, 3 ч 0,113 0,445 0,599

Т600 Т550 + 600 °С, 3 ч 0,178 0,614 0,927

2при температуре последней ступени отжига, '1ХЬ3 для стабильного равновесия, 1Л2 для мета-стабильного равновесия

Результаты металлографических исследований показывают, что в сплаве 1 формируется доэвтектическая структура, подобная структуре доэвтектических модифицированных силуминов типа АК7ч. При этом эвтектика (в которой основной фазой кроме (А1) является А19Ре№) характеризуется высокой дисперсностью (близка к показанной на рис.7), заметно превосходя по этому показателю модифицированные силумины. Основное количество марганца и весь цирконий полностью входят в состав (А1), что подтверждается данными МРСА. Модельный тройной сплав 2 содержит никель и железо примерно в таком же количестве, как и базовый сплав 1, поэтому и его микроструктура примерно такая же. Основное отличие между ними состоит в том, что в сплаве 2 алюминиевый твердый раствор не содержит 2л и Мп. Эти элементы входят в состав двойных модельных сплавов 3 и 4 соответственно (табл.8), имеющих однофазную структуру в литом состоянии.

В процессе отжига происходят процессы формоизменения эвтектических фаз (прежде всего это относится к основной фазе А19Ре№) и формирование дис-персоидов А16Мп и А132г. Степень протекания этих процессов определяется температурой отжига. Анализ микроструктуры сплавов 1 и 2 не выявляет изменений вплоть до 450 °С. Это подтверждается данными ПЭМ, которые показывают не-фрагментированные дендритные ветви фазы А19Ре№ (рис.8а). При более высоких температурах отжига происходят процессы фрагментации и сфероидизации эвтектической фазы. После термообработки по режиму Т600 в микроструктуре четко выявляются глобулярные частицы А19Ре№ (рис.86).

а б

Рис.8. Микроструктура сплава АН2ЖМц после отжига по режимам Т450 (а) и

Т600 (б): а) ПЭМ, б) СЭМ

% 1

а б

Рис.9. Вторичные выделения фаз К\ъ1л Ь12 (а) и А16Мп (б) в сплаве АН2ЖМц после отжига по режиму Т450: а) темное поле (отмечены рефлексы фаз), б) светлое

поле

Выявление дисперсоидов в сплавах 1, 3 и 4 требует использования ПЭМ. В качестве примера на рис.10 показаны характерные особенности тонкой структуры сплава 1 после отжига по режиму Т450. Из рис. 9а видно, что при этой температуре присутствуют частицы метастабильной фазы Ы2(А132г), средний размер которых составляет около 10 нм. Дисперсоиды А16Мп существенно крупнее, они имеют вид стержней, длина которых находится в пределах от 100 до 500 нм (рис.96). Сканирующая микроскопия позволяет выявить дисперсоиды только после отжига по режиму Т600, когда размеры наиболее крупных частиц могут достигать 1 мкм (рис.86).

Из табл.8, в которой приведены расчетные значения фазового состава экспериментальных сплавов при 450 °С, видно, что наибольшую массовую долю имеют эвтектические включения фазы А19Ре№ (8 %). Доля дисперсоидов АХ^Ъх и А16Мп заметно меньше: ~3 и -0,5 % соответственно.

Таблица 8 Расчетные значения количества фаз экспериментальных сплавов при 450 °С

Сплав Массовая доля, %

А19Ре№ А115(Ре,Мп)3812 А16Мп А132г(Ы2)

1 8,08 1,63 3,26 0,52

2 7,43 - — —

3 - - - 0,56

4 - - 3,08 -

Фазовые изменения, происходящие в процессе отжига, сильно сказываются на удельном электросопротивлении (р), что отражено на рис. 10а. При этом наиболее сильное влияние на величину р оказывает концентрации элементов в (А1).Прежде всего, это относится к цирконию и марганцу, растворимости которых сильно зависят от температуры (см. табл.7). С другой стороны, максимальные концентрации Ре и № в (А1) не превышают 0,05 %, поэтому при всех режимах отжига структура сплава 2 состоит из двух составляющих: алюминиевой матрицы (почти чистого алюминия) и эвтектической фазы А19Ре№. Из рис.11 видно, что влияние температуры на величину р этого модельного сплава незначительно. В двойных сплавах 3 и 4 величина р начинается заметно снижаться при нагреве свыше 350-400 °С и достигает минимума при 500 °С, когда, вероятно, формируется фазовый состав, близкий к равновесному. С ростом температуры отжига электросопротивление этих сплавов начинает расти, что обусловлено повышением растворимостей Ъх и Мп в (А1).

Следует отметить, что зависимость р от режима отжига обусловлена не только температурой, но и временем выдержки. При низких температурах, когда равновесная растворимость Ъх и Мп в (А1 минимальна (табл.7), требуется существенно большее время для полного распада из-за малой диффузии атомов этих металлов. В частности, при 300 °С даже 500-часовая выдержка недостаточна. Применительно к цирконию следует также отметить наличие двух фаз А1 {¿.г. ме-тастабильной (Ы2) и стабильной (В023). Последняя формируется при высоких температурах и ей отвечает меньшая растворимость 7л в (А1). Из рис. 10а также видно, что марганец намного сильнее повышает величину р по сравнению с цирконием. В сплаве АН2ЖМц зависимость р от режима отжига определяется, главным образом, изменением концентраций Ъх и Мп в (А1).

Структурные изменения, происходящие при отжиге отражаются и на твердости, которая, как известно, коррелирует с прочностными свойствами. Из рис.106 видно, что в сплаве АН2ЖМц максимальная твердость (более 90 Р1В против 58 НВ в литом состоянии) достигается после отжига по режимам Т400 и Т450.

-Сплав 1 -Сплав 2 - Сплав 3 -Сплав 4

100 200 300 400

Температура, °С

20 10

0 100 200 300 400 500 600

Температура, °С б

Рис.10. Влияние температуры последней ступени отжига на удельное электросопротивление (а) и твердость (б) экспериментальных сплавов (см. табл.6)

Сходство зависимостей НВ-Т сплавов 1 и 3 показывает, что основной вклад в упрочнение вносят наночастицы фазы А132г (Ь12). С другой стороны, изменение величины НВ сплавов 2 и 4 в процессе отжига незначительно. Из этого следует, (

что образование дисперсоидов фазы А16Мп и фрагментация эвтектических включений фазы А19Ре№ мало сказывается на твердости.

Для более детального выявления роли разных процессов была проведена количественная оценка, результаты которой приведены в табл.9. Из полученных данных следует, что наибольший размах в значениях НВ (как в абсолютный, так и относительный) имеют сплавы с добавкой циркония. С учетом данных ПЭМ (см. рис.10) это можно объяснить сильным упрочняющим эффектом от наночастиц фазы (ЬЬ). Что касается изменения удельной электропроводности, то здесь основной вклад вносит марганец, а роль никеля и железа минимальна. При этом степень снижения величины р в сплаве АЦ2ЖМц заметно больше, чем в модельных композициях. В значительной мере это обусловлено высокой концентрацией марганца (см. табл.6).

Таблица 9 - Диапазоны изменения твердости и электросопротивление экспериментальных сплавов

Сплав НВ Р

шах' Ш1П~ Дабе.3 Дотн.4,% тах тш Дабе. Дотн.,%

1 93 45,7 47,3 104 97 53,1 43,9 83

2 42,9 31,8 11,1 35 30,6 29,6 1 3

3 53,2 20,1 33,1 165 34,5 28,6 5,9 21

4 35 29,4 5,6 19 71,1 51,4 19,7 38

'тах-максимальное значение; 2тт-минимальное значение; !Д абс= тах-тт; 4А отн=(тах-тт)/гтп100 %

Для оценки механических свойств сплава АН2ЖМц были выбраны режимы Т400 и Т450, поскольку они, с одной стороны, позволяют добиться максимального упрочнения (рис.12), а с другой стороны, являются стабилизирующими (т.е. обеспечивает термостойкость). Структура сплава такого отжига характеризуется наличием нефрагментированных эвтектических фаз (рис.9а) и дисперсоидами. Нагрев свыше 450 °С приводит к существенному разупрочнению, что обусловлено огрублением дисперсоидов АЬ2г и А1бМп, а также формоизменением эвтектики (рис.96). Поэтому использование высокотемпературных режимов нецелесообразно.

5. Отработка режимов получения тонкостенного фасонного литья

В этой части работы была поставлена задача оценить возможность получения сложных тонкостенных отливок сплава АН2ЖМц методом литья в формы приготовленные из холодно-твердеющих смесей (ХТС) и кокиль, а также изучить влияние различных скоростей охлаждения на структуру отливок. Для исследования возможности получения отливок сплава АШЖМц в песчаные формы была выбрана тонкостенная отливка «Корпус».

в

Рисунок 11 - Изготовление отливки «Корпус»: а - модельная оснастка формообразующей части центрального стержня, б - отливка «Корпус», в -микроструктура отливки сплава АН2ЖМи

ли до рабочей температуры в 200 °С,

В ходе работ была спроектирована и изготовлена модельная оснастка (рис.] 1а). Оснастка изготавливалась на станке с ЧПУ из модельного пластика. Готовые формы перед заливкой обрабатывались спиртовым противопригарном покрытием на основе циркона "ПК-60Ц".

При изготовлении отливок методом литья в ХТС большое влияние на качество отливок оказывало время простоя готовых форм. Наилучшие резуль- 1 таты были получены при заливке непосредственно после формовки. При более длительной технологической выдержке готовых форм (1-3 суток) смесь адсорбировала атмосферную влагу и при заливке происходило активное газовыделение, что в свою очередь негативно сказывалось на качестве отливок.

При соблюдении выработанной технологии подготовки форм были получены годные отливки (рис. 116). На отливках отсутствовали дефекты литей- [ ного происхождения (газовая, усадочная пористость, горячие трещины, не-слитины и т.п.). Из полученных отливок были вырезаны образцы для изучения микроструктуры. Анализ полученной микроструктуры (рис. 11 в) показал её высокую дисперсность, превосходящую стандартные литейные силумины типа АК9ч/АК7ч. В структуре отсутствуют первичные кристаллы избыточных фаз. Это позволяет прогнозировать высокие механические свойства отливок, полученных данным методом литья.

Для исследования влияния быстрой скорости охлаждения на структуру сплава была выбрана тонкостенная отливка «Крыльчатка». Под неё был спроектирован и изготовлен стальной кокиль (рис. 12 а,б). .

Кокиль перед заливкой разогрева-после чего красили кокильной краской

Ьаяесо. Заливку проводили через подогретую стальную надставку, выполняющую роль прибыли.

в г

Рисунок 12 - Изготовление отливки «Крыльчатка»: а - нижняя полуформа кокиля с формообразующими вставками, б - верхняя полуформа кокиля с литниковой системой и системой вентиляции, в - типичные дефекты отливки на стадии отработки технологии, г - отливка «Крыльчатка»

Первые отливки сплава показали, что гравитационного литья недостаточно для полного заполнения полости формы. Был поставлен эксперимент по выявлению зависимости заполняемое™ формы от ее температуры. Была установлена оптимальная температура кокиля - 300 °С. Однако, даже несмотря на повышенную температуру формы, на отливках были четко видны неслитины и недоливы (рис. 12в). В ходе работы было принято решение создать разряжение в нижней части формы. Разогретый кокиль устанавливался на установку вакуумного отсоса. Проблема с неслитинами была решена установкой дополнительных вент в верхнюю часть формы (рис. 126), а также использование крупнозернистой кокильной краски, на основе оксида циркония и гидролизованного раствора этилсиликата, для формообразующей части кокиля.

В результате была разработана технология получения тонкостенной отливки «Крыльчатка» методом литья в кокиль, изготовлена партия отливок сплава АН2ЖМц (рис. 12г). По готовой технологии, для сравнения литейных свойств и микроструктуры, получили отливки «Крыльчатка» сплава АК9.

Сравнение микроструктуры сплавов показало значительно более высокую дисперсность эвтектики сплава АН2ЖМц (рис. 13а) чем у силумина АК9 (рис.136), что при прочих равных условиях может обеспечить превосходство сплава по уровню механических свойств.

а б

Рисунок 13 - Микроструктуры отливки «Крыльчатка» различных сплавов: а -АН2ЖМц х500, б - АК9 х500

6. Определение эксплуатационных свойств сплава АН2ЖМц

На данном этапе исследований была поставлена задача испытать сплав АН2ЖМц при повышенных температурах в сравнении с промышленными аналогами. При испытании на одноосное растяжение АН2ЖМц показал существенное превосходство по пределу прочности ав по сравнению с наиболее жаропрочным литейным алюминиевым сплавом АА201 (типа АМ5) при 300-350 °С (таблице 10). Силумины, сравнимые по литейным свойствам с АН2ЖМц, при таких температурах имеют совсем низкую прочность .

Таблица 10 - Механические свойства сплава АН2ЖМц и марочных литейных сплавов при комнатной и повышенных температурах _

Сплавы ав, МПа а0,2, МПа

20 300 350 20 300 350 20 300 350

АН2ЖМц 270 86 64 197 65 53 2,6 50 40

АА3564 276 35 20 186 25 15 5 65 75

АА2014 469 65 45 414 60 40 5 40 70

- по справочным данным

У\

\ 1

\

, \

---II

—АН2ЖМц -И-АМ5 -А-АК9-0 --1--11 |

200 250 300 350 400 450 500 Температура, °С Рисунок 14 - Влияние температуры нагрева на твердость сплава АН2ЖМц и марочных литейных сплавов

Влияние температуры нагрева на твердость АН2ЖМц и марочных литейных сплавов в термообрабо-танном состоянии также подтверждает преимущество никалина. (рис.14). По результатам эксперимента сплав АН2ЖМц показал высокую термическую стабильность при нагревах до 450°С включительно, в то время как марочные литейные сплавы начинали сильно разупрочняться при более низких температурах.

Выводы по работе

1. Проведен анализ фазового состава системы А1-№-Мп-Ре-81-2г применительно к термостойким никалинам - алюминиевым сплавам нового поколения на основе №-содержащей эвтектики , упрочняемых наночастицами Ь12 (А\ъЪг ). Показано, что наличие железа и кремния существенно усложняют фазовый состав по сравнению с базовым сплавом АН4Мц2 (система А1-№-Мп-/г), ранее разработанным в МИСиС.

2. С использованием расчетных (ТЪегто-Са1с) и экспериментальных методов построены проекции ликвидуса в характерных сечениях системы А1-№-Ре-Мп-Б1 в области до 9%№, до 3%Ре, до %Мп, до 3%Б1 (масс.%). Определены концентрации элементов данной системы, при которых возможна первичная кристаллизация интерметаллидных фаз А13№, А19Ре№, А13Ре, А16(Ре,Мп) и А115(РеМп)38ъ.

3. Показано, что с уменьшением концентрации никеля с 4 до 2 допустимая концентрацией железа, при которой в микроструктуре не обнаруживаются первичные интерметаллиды железосодержащих фаз и обеспечивается высокая дисперсность эвтектики, существенно увеличивается (с 0,1 до 0,7%). На основе результатов расчета оптимизирован состав нового экономнолегированного никалина АН2ЖМц на базе эвтектики (А1)+А19Ре№.

4. Изучено влияние кремния (до 0,56 %) на структуру, фазовый состав и литейные свойства сплавов на основе системы А1-№-Мп-Ре-гг. Показано, что добавка кремния существенно расширяет интервал кристаллизации (уже при 0,16 % он составляет -80 °С), что увеличивает склонность сплава к образованию горячих трещин при литье.

5. Изучено влияние температуры отжига в диапазоне до 600 °С на структуру, упрочнение и электросопротивление литейного сплава АН2ЖМц. Показано, что основной вклад в упрочнение вносят наночастицы фазы АЬ2т (1Л2). Установлено, что максимальная твердость при многоступенчатом отжиге достигается при

температуре последней ступени 40СМ50 °С. Нагрев свыше 450 °С приводит к существенному разупрочнению, что обусловлено огрублением вторичных выделений Al3Zr и А16Мп, а также формоизменением эвтектических включений фазы AI9FeNi.

6. На примере стандартных отдельно отлитых образцов (по ГОСТ 1583-93) показано, что сплав АН2ЖМц в отожженном позволяет получить механические свойства на уровне широко распространенных силуминов типа АК7ч и АК9ч, термообработанных по режиму Т6: ств >250 МПа, 5>5%. При этом в отличие от последних сплав АН2ЖМц обладает термостойкостью к нагревам до 400 °С включительно.

7. На примере стандартных отливок (по ГОСТ 1583-93) изучено влияние условий кристаллизации на микроструктуру данного сплава АН2ЖМц. Показано, что переход от кокиля к разовым формам, полученным из холодно твердеющих смесей и напечатанных с помощью технологии быстрого прототипирования, приводит к огрублению структуры. Однако последняя вполне сопоставима со структурой силуминов, полученных в аналогичных условиях кристаллизации.

8. Показано, что никалин АН2ЖМц имеет существенно более высокие литейные свойства по сравнению со с промышленными сплавами типа АМ5 (система Al-Cu), что позволяет получать тонкостенные отливки сложной формы (типа крыльчатки).

9. Установлено, что никалин АН2ЖМц по прочности при 300-350 °С превосходит стандартные марочные литейные алюминиевые сплавы типа АМ5 и силумины

Основные положения диссертации опубликованы в работах:

1. Белов H.A., Санников А., Мишуров С.С., Белов В.Д. Влияние кремния на характер кристаллизации и горячеломкость жаропрочного литейного алюминиевого сплава АН2ЖМц // Цветные металлы. - 2011. - № 7. - С.68-71.

2. Санников A.B., Белов H.A., Алабин А.Н. Особенности кристаллизации алюминиевого сплава АН2ЖМц (никалина) при литье в различные формы // Литейщик России. - 2013. - №4. - С.11-14.

3. H.A. Белов, А.Н. Алабин, A.B. Санников Влияние отжига на упрочнение термостойкого литейного алюминиевого сплава АН2ЖМЦ // Литейщик России. - 2013. -№11. - С.15-17.

Приняты к публикации в 2013 г.:

4. H.A. Белов, А.Н. Алабин, A.B. Санников Первичная кристаллизация интерметаллидов в системе Al-Fe-Mn-Ni-Si применительно к литейным сплавам на основе алюминиево-никелевой эвтектики // Известия вузов. Цветная металлургия. - 2014. - №3

5. Белов H.A., Алабин А.Н., Санников A.B., Табачкова Н.Ю. Влияние отжига на структуру и упрочнение термостойкого литейного алюминиевого сплава АН2ЖМц // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2014. - №7

Санников Андрей Владимирович Совершенствование технологии получения фасонных отливок из алюминиевого сплава АН2ЖМц на базе системы А1-№-Мп-Ре-2г с целью повышения прочностных свойств при 300—350 °С Формат 60x90/16 Тираж 120 экз. Усл.п.л. 1.75 Подписано в печать 22.05.2014 Заказ № 181 Типография ООО «Генезис» 8 (495) 434-83-55 119571, г. Москва, пр-т Вернадского, 86

ФЕДЕРАЛЬНОЕ ГОСУДАРСТВЕННОЕ АВТОНОМНОЕ ОБРАЗОВАТЕЛЬНОЕ УЧРЕЖДЕНИЕ ВЫСШЕГО ПРОФЕССИОНАЛЬНОГО ОБРАЗОВАНИЯ «НАЦИОНАЛЬНЫЙ ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКИЙ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ «МИСИС»

На правах рукописи

04201458989

САННИКОВ АНДРЕЙ ВЛАДИМИРОВИЧ

СОВЕРШЕНСТВОВАНИЕ ТЕХНОЛОГИИ ПОЛУЧЕНИЯ ФАСОННЫХ ОТЛИВОК ИЗ АЛЮМИНИЕВОГО СПЛАВА АН2ЖМЦ НА БАЗЕ СИСТЕМЫ АЬ-М-ММ-РЕ-гЯ С ЦЕЛЬЮ ПОВЫШЕНИЯ ПРОЧНОСТНЫХ свойств

ПРИ 300-350 °С

Специальность 05.16.04 «Литейное производство»

Диссертация

на соискание ученой степени кандидата технических наук

Научный руководитель Доктор технических наук, профессор

Белов H.A.

Москва 2014

Содержание

Введение.....................................................................................................................5

Глава 1 Аналитический обзор литературы...........................................................7

1.1 Промышленные литейные алюминиевые сплавы, работающие при повышенных температурах.........................................................................................7

1.1.1 Сплавы системы А1 - Си.......................................................................7

1.1.2 Сплавы системы А1 - .......................................................................14

1.2 Влияние состава сплавов на литейные свойства....................................23

1.3 Влияние технологических факторов на жаропрочность алюминиевых сплавов ......................................................................................................................25

1.4 Новые жаропрочные литейные алюминиевые сплавы...........................26

1.5 Выводы по обзору литературы.................................................................30

Глава 2 Экспериментальные и расчетные методики.........................................31

2.1 Объекты исследования..............................................................................31

2.1.1 Приготовление сплава АН2ЖМц.......................................................32

2.1.2 Приготовление сплава АМ5................................................................33

2.1.3 Приготовление сплава А1981 -С).........................................................34

2.1.4 Приготовление промежуточных сплавов..........................................34

2.2 Определение литейных свойств................................................................38

2.3 Определение механических свойств........................................................39

2.4 Определение физических свойств............................................................41

2.5 Термическая обработка..............................................................................42

2.6 Термический анализ...................................................................................43

2.7 Методика структурных исследований.....................................................44

2.8 Методика приготовления образцов для выявления первичных кристаллов..................................................................................................................45

2.9 Методика приготовления форм из холодно-твердеющих смесей (ХТС) ......................................................................................................................45

2.10 Методика приготовления форм по технологии быстрого прототипирования (БП).............................................................................................46

Глава 3 Анализ фазового состава сплавов.........................................................47

3.1 Расчет проекций ликвидуса тройных систем А1-№-Ге, А1-№-Мп и А1-№-81......................................................................................................................48

3.2 Расчет проекций ликвидуса четверной системы А1-№-Ре-Мп............50

3.3 Расчет проекций ликвидуса пятикомпонентной системы А1-№-Ре-Мп-8 [.........................................................................................................52

3.4 Анализ влияния легирующих элементов и примесей...........................54

Глава 4 Исследование влияния легирующих элементов и примесей на структуру, фазовый состав и литейные свойства......................................................61

4.1 Исследование влияния легирующих элементов на структуру сплава.. 61

4.2 Исследование влияния примеси кремния на характер кристаллизации и горячеломкость АН2ЖМц........................................................................................69

Глава 5 Исследования процесса образования наночастиц фазы Ь12 и оптимизация режима отжига отливок.........................................................................75

Глава 6 Отработка режимов получения тонкостенного...................................85

фасонного литья....................................................................................................85

6.1 Особенности кристаллизации алюминиевого сплава АН2ЖМц (никалина) при литье в различные формы..............................................................85

6.2 Отработка режимов тонкостенного фасонного литья............................91

Глава 7 Определение эксплуатационных свойств сплава АН2ЖМц..............98

7.1 Механические свойства.............................................................................98

7.2 Физические свойства сплава...................................................................100

7.2.1 Определение плотности АН2ЖМц..................................................100

7.2.2 Определение электросопротивления и электропроводности сплава ..............................................................................................................101

Выводы по работе.................................................................................................103

Список использованных источников..................................................................105

Приложение А - Свидетельство о регистрации НОУ-ХАУ.............................115

Приложение Б - Протокол испытаний АН2ЖМц при комнатной температуре..................................................................................................................116

Приложение В - Протокол испытаний АН2ЖМц при повышенной температуре..................................................................................................................117

Приложение Г - Технологическая рекомендация на получение отливок из литейного алюминиевого термостойкого сплава АН2ЖМц..................................118

Введение

Работа над созданием жаропрочных алюминиевых сплавов активно велась в нашей стране и за её пределами уже с начала XX века. Развитие новой техники требовало создания новых жаропрочных литейных алюминиевых сплавов. Сравнение свойств сплавов различных систем показало перспективность использования системы Al-Cu. Это привело к созданию сплава AJ119 (АМ5) на базе системы Al-Cu-Mn. Сплавы данного типа показывают наилучший комплекс механических свойств при повышенных температурах среди стандартных литейных алюминиевых сплавов. Однако, при длительной работе при температурах 250 °С и выше, сплавы данной системы сильно разупрочняются. Вторым серьезным недостатком сплавов типа АМ5 (это относится и к широко распространенным силуминам типа АК7ч/АК9ч) является то, что отливки должны подвергаться термообработке включающей закалку (как правило Т6).

Данная проблема потребовала разработки принципиально новых сплавов. В результате проведения научной исследовательской работы в МИСиС, под руководством проф. Н.А.Белова, был проведен поиск новых оригинальных композиций на базе других эвтектик, легированных переходными металлами. Эта работа легла в основу нового сплава АН4Мц2 на базе эвтектики (Al)+Al3Ni. Сплавы этого типа получили название «никалины». Результаты сравнения характеристик ни-калина АН4Мц2 с наиболее жаропрочными промышленными аналогами (сплавами на базе системы Al-Cu и поршневыми силуминами) показали его существенное превосходство по длительной прочности при температурах 300-350 °С.

Однако ввиду высоких требований к качеству шихты и большого содержания никеля, никалин АН4Мц2 имеет смысл рассматривать в качестве модельной композиции, поскольку он предполагает низкое содержание железа и кремния, т.е. для его производства требуется алюминий высокой чистоты. Поэтому на кафедре технологии литейных процессов НИТУ «МИСиС» был разработан новый жаропрочный экономнолегированый никалин АН2ЖМц на базе системы Al-Ni-Fe-Mn-Zr лишенный этих недостатков. В данном сплаве железо является не при-

месью, а легирующим компонентом. Оптимизация состава нового сплава, а таюке изучение его механических и литейных свойств, потребовала дополнительного исследования.

Цель работы

Целью работы является создание научных основ технологии получения фасонных отливок из жаропрочного экономнолегированного алюминиевого сплава АН2ЖМц системы А1-№-Мп-Ре-2г на базе эвтектики (А1)+А19Ре№, упрочняемого при отжиге (без использования закалки) и за счет формирования наночастиц фазы А132г (Ь12).

Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:

1. Провести анализ фазового состава системы А1-№-Мп-Ре-81, в том числе для условий неравновесной кристаллизации.

2. С использование расчетных и экспериментальных методов обосновать оптимальный химический состав сплава АН2ЖМ, включая определения допустимого уровня примеси кремния и концентрационных границ появления первичных кристаллов интерметаллидных фаз.

3. Изучить особенности кристаллизации (включая фазовые превращения) сплава АН2ЖМц при литье в различные формы.

4. Изучить влияние термической обработки на структуру (в частности, на формирования наночастиц фазы А^г и механические свойства (в том числе при повышенных температурах) нового сплава.

5. Провести опытно-промышленное опробование сплава АН2ЖМц для производства сложных тонкостенных отливок сравнительно с марочными сплавами типа АК7ч/АК9ч и АМ5.

Глава 1 Аналитический обзор литературы

1.1 Промышленные литейные алюминиевые сплавы, работающие при повышенных температурах

Литейные алюминиевые сплавы, широко применяемые в промышленности, разработаны на базе пяти основных систем:

1. Сплавы на основе системы алюминий - кремний - магний: АК12 (АЛ2), АК9ч (АЛ4), АК8л (АЛ34), АК7ч (АЛ9);

2. Сплавы на основе системы алюминий - кремний - медь: АК5М (АЛ5), АК8М (АЛ32), АК8МЗч (ВАЛ8), АК12ММгН (АЛЗО), АК12М2МгН (АЛ25), АК21М2, 5Н2,5;

3. Сплавы на основе системы алюминий - медь: АМ5 (АЛ 19), АМ4,5Кд (ВАЛЮ);

4. Сплавы на основе системы алюминий - магний АМг5К (АЛ 13), АМг5Мц (АЛ28), АМгбл (AJI23), АМгЮ (АЛ27), AMrl 1 (АЛ22), АМг7 (АЛ29);

5. Сплавы на основе системы алюминий - прочие компоненты АК7Ц9 (АЛ11), АЦ4Мг (АЛ24) и др.

При этом следует отметить, что для условий длительных воздействий температур и внешних нагрузок в первую очередь применяют сплавы на базе систем Al-Cu и во вторую очередь многокомпонентные сплавы на базе системы Al-Si. Сплавы на базе систем Al-Mg и Al-Zn могут применяться при повышенных температурах только для разовых условий в связи с чрезвычайно низкой жаропрочностью.

1.1.1 Сплавы системы Al - Cu

Двойные сплавы системы Al-Cu (рис. 1.1) применяются в промышленности со второй половины 19 века. Начало применения сплавов типа АЛ7 совпало с освоением термической обработки литейных алюминиевых сплавов (1907 г.).

Сплавы данного типа, с содержанием меди 4-6 % имели пониженные литейные свойства (низкую горячеломкость, жидкотекучесть, высокую линейную усадку). Но применение термической обработки на упрочнение позволило повысить механические свойства сплава на 80% по сравнению со сплавами типа АЛ12.

Рис.1.1 - Диаграмма состояния системы Al-Cu [10]

Сплавы с высоким содержанием меди имеют удовлетворительную жидкотекучесть и меньшую склонность к образованию трещин, но обладают низкими механическими свойствами из-за большого количества в их структуре хрупкого соединения СиАЬ- Поэтому сплавы типа АЛ7 применяют только в закаленном состоянии для изготовления мелких деталей простой формы, а сплавы типа АЛ 12 в основном в литом состоянии для поршней автомобильных и мотоциклетных двигателей. В настоящее время сплав АЛ 12 вытеснен более жаропрочными и технологичными сплавами.

По литейным и коррозионным свойствам сплавы системы А1 - Си значительно уступают сплавам типа силумин, однако они имеют более высокую жаропрочность и хорошо обрабатываются резанием.

Таблица 1.1 - Химический состав жаропрочных литейных алюминиевых сплавов системы А1 - Си

Сплав Содержание компонента, % (алюминий - основа Примеси, %, не более

Си Мп N1 Т1 Прочее Бе 81 гп Прочее

АМ5 (АЛ 19) 4,5 - 5,5 0,6-1,0 0,150,35 3, О, В -0,2 0,3 0,2 0,05 МВ, 0,1 0,2 Ък

АЛ1 3,754,5 - 1,251,75 - 1,752,5 - - з, О, в, К-0,8 0,7 0,3 -

АЛЗЗ 5,5 - 6,2 0,6-1,0 0,8-1,2 0,050,2 Ъх, 0,150,3 Се 3, О, В, К-0,3 0,3 0,05

Примечание. 3 - литье в землю (песчаные формы); О - литье в оболочковые формы; В - литье по выплавляемым модеоо лям; К - литье в кокиль; Д - литье под давлением.

Сплавы системы Al-Cu-Mn

Для ряда отраслей промышленности возникла необходимость в литейном сплаве с более высокими характеристиками. Сравнение свойств сплавов различных двойных систем показало перспективность использования системы Al-Cu для разработки высокопрочных, жаропрочных и пластичных сплавов. Таким образом, коллективом авторов, во главе с И.Ф. Колобневым, был разработан сплав АМ5 (AJI 19) [6].

В соответствии с диаграммой состояния системы содержание меди в сплаве должно быть ниже 5,7% (предела растворимости), так как при более высоком содержании меди в структуре сплава появляется соединение СиА12, что снижает пластичность и жаропрочность сплава. При содержании меди менее 4,5% прочность сплава при комнатной температуре сравнительно невелика.

Третьим компонентом сплава был выбран марганец. Он сочетает в себе высокую степень растворимости при комнатной и повышенной температурах (в частности при 300-350 °С растворимость марганца в алюминии составляет 0,3-0,4 %); сравнительно высокую величину межатомной связи; минимальный коэффициент диффузии в твердом алюминии и образует сложную фазу Т (Ali2Mn2Cu), которая имеет высокую твердость и пониженную склонность к коагуляции при длительном действии повышенных температур.

В процессе оптимизации состава сплава было исследовано влияние легирующих элементов (хрома, ванадия и титана) на механические свойства сплава AJI19. Из трех исследуемых легирующих элементов, по данным [6,16] только титан в интервале содержаний 0,2-0,4 % значительно повышает механические свойства системы Al-Cu-Mn. Положительных результатов удалось достичь удалось достичь в работе [19], легируя сплав скандием.

Сплавы данной системы (рис. 1.2) являются самыми высокопрочными и жаропрочными среди стандартных литейных алюминиевых сплавов [17-23]. Упрочнение обусловлено эффектом дисперсионного твердения при распаде (Al) в процессе старения. Дополнительное упрочнение обеспечивают малые добавки пере-

ходных металлов (Мп, Т\, Ъх и др.) за счет выделения вторичных алюминидов при нагреве под закалку [1]. Механические свойства промышленных сплавов данной системы приведены в таблице 1.2.

Си,% „

а

Рис. 1.2 Диаграмма состояния

б

А1-Си-Мп [9]: а) ликвидус; б) солидус

Таблица 1.2 - Механические свойства сплавов системы А1-Си-Мп

Сплав Способ литья Свойства по режиму Т6

сь, МПа 5,% НВ

АМ5 3 333 4 90

К 333 4 90

АМ4,5Кд 3 421 4 110

К 490 4 120

Таблица 1.3 - Механические свойства сплава АМ5 при повышенных температурах

Свойства Температура, °С

20 200 250 300 350

Предел прочности ов, МПа 333-421 255-265 167-186 137-147 74-88

Предел текучести а0,2, МПа 216-314 216-225 108-118 74-78 49-59

Относительное удлинение 5, % 3-7 2-3 4-5 4,5-6,0 6,5-9,0

К недостаткам сплавов данной системы следует отнести низкие литейные свойства. Широкий полный и эффективный интервалы кристаллизации затрудня-

ют литье сложных тонкостенных отливок в неподатливые формы. Сплавы склонны к образованию усадочных трещин и рассеянной усадочной пористости [1,2,3]. Также, к недостаткам сплавов системы Al-Cu можно отнести высокие требования к содержанию примесей железа и кремния. Включения железа отрицательно влияют на механические свойства, кремний же снижает характеристики жаропрочности.

При температурах выше 200 °С сплавы типа АМ5 сильно разупрочняются. Механические свойства сплава при повышенных температурах приведены в таблице 1.3 [6].

Сплавы системы Al-Cu-Ni

Фазовая диаграмма этой системы (рис. 1.3) необходима для понимания фазового состава жаропрочных сплавов типа AJ11 и AJI33.

Рис. 1.3 - Фазовая диаграмма системы А1-Си-№ [1]: а) проекция ликвидуса; б) распределение фазовых областей в твердом состоянии

Сплав АЛ1 обладает средними свойствами при комнатной температуре и сравнительно высокой жаропрочностью. Упрочнение сплава обусловлено дис-

а

б

персным выделением частиц Б-фазы (А12СиМ§), образующихся при распаде а-твердого раствора при нагреве под закалку. Также повышению характеристики жаропрочности способствует наличие тугоплавкой фазы А16Сиз№, располагающейся по границам зерен.

К недостаткам сплава следует отнести пониженные литейные свойства. Температурный интервал кристаллизации сплава составляет порядка 90К [3]. Сплав склонен к образованию горячих трещин и усадочной пористости.

Механические свойства сплава при комнатной и повышенных температурах приведены в таблице 1.4 [3].

Таблица 1.4 - Механические свойства сплава АЛ1 при комнатной и повы шенных температурах

Свойства Температура, °С

20 200 250 300 350

Предел прочности ав, МПа 260-300 150-180 140-175 100-130 -

Предел текучести а0,МПа 180-220 50-100 33-62 27-37 -

Относительное удлинение 5, % 1-1,5 1,5-2,5 1,9-3,0 4,2-6,0 -

К сплавам системы А1-Си-№ относится сплав АЛЗЗ с малыми добавками марганца, циркония и церия. Легирование АЛЗЗ церием и цирконием приводит к большему торможению процесса распада твердого раствора и устойчивости зон ГП, по сравнению со сплавом АМ5. Жаропрочность сплава также обусловлена наличием тугоплавкой фазы А16Си3№ и сложной эвтектики, не изменяющих своей формы кристаллизации при длительном воздействии повышенных температур.

Сплав обладает низкими литейными свойствами на уровне сплава АМ5. Механические свойства сплава при комнатной и повышенной температурах приведены в таблице 1.5 [3].

Таблица 1.5- Механические свойства сплава АЛЗЗ при комнатной и повышенных температурах1

Свойства Температура, °С

20 200 250 300 350

Предел прочности св, МПа 250-280 220 180-210 150-160 80-100

Предел текучести а0,2, МПа 150-180 - 110-150 150-160 50-70

Относитель