CC BY
58
. МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Научный редактор раздела докт. техн. наук, профессор Е.Б. Качанов
УДК 669.715:(669.01:539.2):620.18
АНАЛИЗ МНОГОКОМПОНЕНТНЫХ ФАЗОВЫХ ДИАГРАММ КАК ОСНОВА КОНСТРУИРОВАНИЯ ЭКОНОМНОЛЕГИРОВАННЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Н.А. Белов, докт. техн. наук (НИТУ «МИСиС», e-mail:nikolay-belov@yandex.ru)
Приведены результаты анализа многокомпонентных фазовых диаграмм применительно к сплавам на основе алюминия. Обоснована принципиальная возможность создания экономнолегированных алюминиевых сплавов (ЭЛАС) для получения деталей ответственного назначения. На примере безбериллиевых силуминов АК8ч и Al9Si-Q, высокопрочного никалина АЦ7НЖ и жаропрочных сплавов АН2ЖМц и АЛТЭК показано преимущество ЭЛАС перед марочными сложнолегированными сплавами (в частности, АК8М3ч, В96Ц-3 и 1201).
Ключевые слова: алюминиевые сплавы, фазовые диаграммы, микроструктура, фазовый состав, отливки, деформированные полуфабрикаты.
Analysis of Multicomponent Phase Diagrams as a Basis for Design of Economically Alloyed Aluminium Alloys. N.A. Belov.
The results of analysis of multicomponent phase diagrams with reference to aluminium-based alloys are presented. The possibility of creation of economically alloyed aluminium alloys for production of critical components is substantiated. It is shown that economically alloyed aluminium alloys such as AK8ch and Al9Si-Q beryllium-free silumins, ATs7NZh high-strength nickeline and AN2ZhMTs and ALTEK high-temperature alloys cited as an example have an advantage over complex-alloyed alloys, in particular, AK8M3ch V96Ts-3 and 1201 alloys.
Key words: aluminium alloys, phase diagrams, microstructure, phase composition, castings, wrought semiproducts.
Введение
Сплавы на основе алюминия, как правило, являются многокомпонентными и многофазными, что требует рассмотрения соответствующих диаграмм, как минимум трех- и четырехкомпонентных систем (а часто и более сложных). По мнению автора, в современной материаловедческой литературе, особенно относящейся к промышленным сплавам, многокомпонентным диаграммам уделяется неоправданно мало внимания. Это особенно контрастирует с предшествующим периодом, когда именно на основе построения и анализа таких диаграмм были разработаны важнейшие алюминиевые сплавы,
используемые и в настоящее время. В частности, для оптимизации составов сплавов типа Д16 и В95, нашедших широкое применение в авиастроении, потребовалось построение диаграмм А!-Си-М^ и А!-7п-М^-Си соответственно. При этом значительная часть исследований была выполнена отечественными учеными [1-4].
Следует отметить, что в 1970-1980 гг. для повышения служебных свойств алюминиевых сплавов ответственного назначения использовали, главным образом, следующие подходы:
1) снижение допустимого содержания примесей (в частности, железа и кремния);
2) дополнительное легирование малыми добавками;
3) использование сложной термообработки.
Это привело к появлению новых марок как литейных (различные ВАЛы), так и деформируемых (В95оч, Д16ч, АВч и др.) [5-8]. В одних случаях были повышены определенные свойства (например, характеристики трещи-ностойкости у сплавов повышенной чистоты), в других - эффект оказался сомнительным (примером является сложнолегированный литейный сплав ВАЛ8, вошедший позднее в ГОСТ 1583-93 под маркой АК8М3ч). Главным недостатком всех этих подходов было повышение стоимости сплавов, что ограничивало их использование (они применяются, в основном, в изделиях спецтехники).
В настоящее время в массовом производстве (в том числе в изделиях ответственного назначения) остро стоит проблема снижения стоимости конечной продукции, что делает актуальным разработку экономнолегирован-ных алюминиевых сплавов (далее ЭЛАС) [9]. При этом ЭЛАС, как минимум, не должны уступать по основным характеристикам существующим аналогам (в данной статье речь идет только о сплавах с высоким уровнем служебных свойств). Снижение стоимости ЭЛАС может быть достигнуто за счет:
- минимизации или полного устранения дорогостоящих легирующих элементов;
- повышения допустимого уровня примесей;
- упрощения технологического процесса (в частности, термообработки).
Для реализации этих требований необходим количественный анализ многокомпонентных (как минимум, четверных) фазовых диаграмм. Следует отметить, что экспериментальное построение последних является очень трудоемкой работой, а использование графических методов накладывает существенные ограничения. В частности, количественные оценки могут быть сделаны только применительно к тройным сплавам. Для анализа более сложных систем требуются расчетные методики и современные специализированные программные продукты. Автором (с коллегами) при помощи программы ТИегто-Са!о
(база данных ТТА1_5) были построены и проанализированы фрагменты многокомпонентных диаграмм на основе алюминия применительно как к промышленным, так и к перспективным сплавам. Программа ТИегто-Са!о позволяет не только строить политермические и изотермические сечения, но и рассчитывать фазовый состав заданного сплава при разных температурах (включая массовые и объемные доли фаз, а также концентрации в них элементов). Без расчета получить подобную информацию практически нереально.
В данной статье приведены результаты новейших исследований и разработок автора (с коллегами) в области конструирования алюминиевых сплавов различного назначения. Выбраны три группы ЭЛАС, которые наглядно отражают решающую роль анализа многокомпонентных диаграмм при оптимизации состава и технологических режимов предлагаемых сплавов. Наиболее значимые результаты, предшествующие этим разработкам, опубликованы в книгах [10-14], ведущих отечественных и зарубежных журналах [15-47], сборниках международных конференций [4852]. Эти разработки, выполненные в инжиниринговом центре «Инновационные литейные технологии и материалы» (ИЦ ИЛТМ) [9], предлагаются в качестве базовых композиций для создания на их основе алюминиевых сплавов нового поколения, предназначенных для замены существующих марочных сплавов.
Высокопрочные силумины
Силумины, которые являются самыми распространенными литейными алюминиевыми сплавами, часто применяют для изготовления ответственных отливок [1, 7, 8, 12, 13]. Для достижения необходимого качества последних от сплава требуется сочетание высокой технологичности (в частности, при получении тонкостенных отливок сложной формы) и достаточно хорошего уровня разных механических свойств(прочности, пластичности, вязкости разрушения и др.). Для реализации такого сочетания используют, как правило, специальные силумины, которые отличаются от обычных следующими особенностями:
1) узкий концентрационный интервал легирующих элементов (например, в сплаве АК9пч диапазон по магнию составляет всего 0,07 %);
2) строгое ограничение по примесям (в первую очередь, по железу), что сильно ограничивает возможность использования вторичного сырья для их приготовления;
3) обязательная термическая обработка, включающая закалку (обычно типа Т6);
4) существенно более строгие (по сравнению с обычными силуминами) требования к приготовлению расплава и его обработке (рафинирование, модифицирование, дегазация, фильтрация).
Силумины с указанными особенностями можно назвать высокопрочными (ВС), так как после полной термообработки типа Т6 гарантируемый уровень ав обычно составляет 300400 МПа (т.е. выше, чем у обычных силуминов). Составы типичных марочных ВС по стандартам РФ и США приведены в табл. 1.
В работе [45] показано, что достигнутый максимальный уровень прочности (ав=350-400 МПа) является предельным и не может быть превышен, так как резервы легирования алюминиевой матрицы медью и магнием исчерпаны. При этом можно добиться существенного снижения стоимости отливок из силуминов с сохранением уровня основных характеристик. Ниже дается обоснование данному утверждению.
Как следует из табл. 1, основными легирующими компонентами ВС после кремния (его средняя концентрация находится в пределах 6-10 %) являются медь и магний. Влияние последних на фазовый состав ВС следует анализировать с использованием четверной диаграммы А!-Б1-Си-МЕ.
Первая группа ВС - сплавы, которые содержат в качестве добавки только магний (так называемые безмедистые силумины). Из диаграммы следует, что предель-
ная растворимость этого элемента в алюминиевом твердом растворе [далее (А1)] составляет около 0,6 % при 562 °С. Именно эти концентрация и температура определяют составы наиболее прочных безмедистых ВС (отечественного АК8л и американского АА357, см. табл. 1) и температуру нагрева отливок под закалку (540-550 °С). В высокопрочных силуминах (при низком содержании примеси меди!) упрочнение после термообработки Т6 достигается за счет образования метастабильных выделений только одной фазы (метастабильные модификации #' и #$). При литье в кокиль значение "в достигает ~350 МПа, а "02 ~300 МПа при удовлетворительной пластичности. Очевидно, что прочностные свойства безмедистых ВС не могут быть повышены, поскольку резерв растворимости магния в (А1) полностью исчерпан.
Таблица 1
Составы некоторых высокопрочных силуминов
Сплав Концентрация, % мас. (А1 - основа)
Б1 Си МЕ Ре Мп 7п Т1 В Ве 7г
АК8Я1 6,5-8,5 0,3 0,35-0,55 0,6 0,1 0,3 0,3 - 0,15-0,4 0,2
АА357.02 6,5-7,5 0,03 0,45-0,6 0,15 0,03 0,05 0,2 - - -
ААС357.22 6,5-7,5 0,03 0,5-0,7 0,06 0,03 0,03 0,04-0,2 - - -
АА319.22 5,5-6,5 3,0-4,0 0,1 0,9 0,1 0,1 0,2 - - -
АК8М3ч1 7-8,5 2,5-3,5 0,2-0,45 0,4 - 0,5-1 0,1-0,25 0,01- 0,1 0,05-0,25 0,15
В1243 8-11 3-4 0,15-0,35 0,4 0,1-0,3 - 0,1-0,3 0,01- 0,1 - -
АЛ4М3 8,5-10,5 1,3-2,5 0,3-0,6 0,8 0,3-0,5 0,3 0,1-0,3 0,01- 0,1 - -
АК8М1 7,5-9 1-1,5 0,3-0,5 0,8 0,3-0,5 0,3 0,1-0,3 - - 0,1
АА354.02 8,6-9,4 1,6-2,0 0,4-0,6 0,2 0,1 0,1 0,2 - - -
1 ГОСТ 1583-93.
2 Спецификация Алюминиевой Ассоциации США.
3 ОСТ [5].
Максимальные значения ав и а02 достигаются при легировании силуминов двумя добавками: магния и меди (промышленных силуминов, легированных только медью сравнительно мало). Совместное влияние этих элементов на фазовый состав ВС можно проследить по изотермическим сечениям при 8 % 81 (рис. 1). Сечение при 540 °С (т.е. типичной для безмедистых силуминов температуры нагрева под закалку) показывает, что с ростом содержания меди свыше ~1 % возникает опасность пережога, даже если исходить из равновесного солидуса (см. рис. 1, а). А поскольку обычно ориентируются на неравновесный солидус, то нагрев силуминов с добавками меди и магния выше 500 °С может быть рискован, так как температура самой легкоплавкой эвтектики А!-81-Си-М^ по разным данным составляет 505-510 °С [24, 12-14]. Именно сечение при 500 °С (см. рис. 1, б) является наиболее показательным для анализа совместного влияния меди и магния на фазовый состав ВС. Из него следует, что составы всех промышленных ВС (см. табл. 1) находятся на самом пределе растворимости. При этом в промышленных условиях весьма вероятно неполное растворение меди в (А!). Это подтверждает микроструктура сплава АК8М3ч, которая выявляет
включения фазы А!2Си (рис. 2, а). Таким образом, повысить прочность силуминов нельзя в принципе (прежде всего речь идет о а02), так как возможности легирования алюминиевой матрицы этими элементами исчерпаны.
Если в закаленном состоянии все ВС имеют одинаковый фазовый состав: (А!)3+(81), где (А!)3 - пересыщенный алюминиевый твердый раствор, то после старения они могут различаться в зависимости от соотношения между медью и магнием. Предполагая, что фазы кристаллизационного происхождения [в данном случае это эвтектические включения (81)] не оказывают влияния на процесс распада (А!)3, был проведен расчет (для 200 °С) некоторых ВС с помощью программы ТИвгто-Са!о. При этом исходили не из состава сплава, а из состава (А!)3, сформировавшегося при нагреве под закалку. Результаты расчета показывают, что максимальное количество вторичных выделений фазы 1\/^281, достигаемое в сплаве АА357 (при содержании магния на верхнем пределе), составляет около 1 % об. В Си-содержащих ВС эта фаза не образуется, так как магний связывается в четверное соединение 0(А!5Си2М^8816). Следует отметить, что расчетное количество вторичных выделений этого соединения в сплаве АА354
Рис. 1. Изотермические сечения диаграммы Л1-Б1-Са-Мд при 8%Би
а - 500 °С; б - 540 °С
в 2 раза больше, чем в сплаве АК8М3ч. При близких значениях прочностных свойств состав первого сплава предпочтительнее, так как суммарное содержание в нем меди и магния меньше. Учитывая, что медь дороже магния, а время гомогенизации с увеличением ее содержания возрастает, то высокомедистые ВС представляются менее экономичными по сравнению с маломедистыми.
Неизбежной примесью в силуминах является железо, которое содержится в техническом алюминии и чушковых силуминах даже высоких марок (по ГОСТ 1583-93 марка АК12оч допускает до 0,2 % Ре). Железо практически не растворимо в (А!) и образует в общем случае иглообразные включения фазы # (А!5Ре81) эвтектического происхождения. Эти включения оказывают отрицательное влияние на механические свойства, особенно на пластичность [4, 12-14]. При глобулярной морфологии частиц (81), которая ха-
рактерна для ВС в состоянии Т6, относительный эффект снижения пластичности особенно велик, поскольку именно по частицам #-фазы начинается разрушение. Поэтому количество иглообразных Ре-содержащих включений в структуре ВС стремятся минимизировать, используя в основном два способа.
Первый способ заключается в применении при выплавке ВС достаточно чистых первичных материалов, в частности алюминия не ниже А7 и силумина не ниже АК12оч. Такая шихта позволяет обеспечить в сплаве не более 0,2 % Ре. Наиболее ответственные отливки требуют более строгих ограничений (например, в сплаве АА С357.2 допускается не более 0,06 % Ре, см. табл. 1), что позволяет практически избежать в структуре Ре-содер-жащих включений. Структуру, в которой глобулярные частицы (81) равномерно распределены в эвтектической матрице, а других включений нет, можно рассматривать как идеаль-
* м Л 'У * О
1
% \0 • _ у
15 к и Х2000 0000 ie.au мш<а
Рис. 2. Микроструктуры силуминов АК8М3ч (а, б) и АК8ч (в), Т6, СЭМ
ную для ВС. Итак, чем меньше размер частиц (Б1), тем лучше, но в реальности имеется предел (3-4 мкм), который вряд ли может быть преодолен при использовании обычной литейной технологии.
Второй способ заключается в модифицировании морфологии Рв-содержащих включений. Наилучшей является глобулярная форма, что достигается при использовании добавки бериллия в отношении Вв:Рв>0,5 [8, 15, 17]. При оптимальном соотношении Рв и Вв все количество железа может быть связано в фазу А14Вв5Рв2, для которой характерна именно такая форма. Поэтому бериллий вводят в состав двух отечественных ВС, предназначенных для получения особо ответственных отливок: АК8л и АК8М3ч (см. табл. 1). Однако из-за высокой токсичности соединений бериллия его использование в производстве алюминиевых сплавах (в том числе ВС) очень нежелательно. Кроме того, при концентрации не более ~0,2 % Рв (что для ВС является типичным) отсутствует необходимость в получении глобулярных Рв-содержащих включений.
Существенной нейтрализации вредного влияния железа можно добиться введением небольшой добавки марганца, которая позволяет связать все железо в фазу А!15(РвМп)3812, имеющей скелетообразную морфологию (см. рис. 2, б) [13, 14]. Как следует из расчета, количество включений этой фазы в Мп-содержащих силуминах невелико и на общем характере структуры они мало сказываются. Следует также отметить, что в Вв-содержащих силуминах АК8л и АК8М3ч при отношении Вв:Рв<0,5 образуются не глобулярные, а скелетообразные включения четверной фазы А!16Рв4Вв3Б12 или А!8Рв2ВвБ1 [15] (см. рис. 2, б). Следовательно, в этом случае целесообразность использования добавки марганца вместо бериллия более чем очевидна.
Отдельно следует отметить титан, который входит в состав многих силуминов (в качестве малой добавки или примеси) в количестве до 0,3 % (см. табл. 1). Назначение титана (иногда его вводят совместно с бором) в силуминах, как и в других алюминиевых сплавах, состоит в измельчении зерна (А!). По
мнению автора, наличие титана в ВС в качестве легирующего компонента является совершенно неоправданным. Прежде всего это обусловлено тем, что кремний заметно снижает растворимость титана в жидкой фазе [47]. Поэтому при обычной для силуминов температуре литья (700-720 °С) в расплаве могут присутствовать первичные кристаллы И-со-держащей фазы (А!3И или И812, микрорентге-носпектральный анализ показывает наличие трех элементов). Это наглядно демонстрирует изотермическое сечение диаграммы А!-Э1-Л при 700 °С (рис. 3) и микроструктура сплава
¡- ! СО 1 А
< и
Ш8+7
2"П
¿N4
А1 2 4 6 8
% мае.
Рис. 3. Сечение диаграммы А—Т при 700 °С
АК8М3ч с 0,23 % Л (см. рис. 2, б). Очевидно, что наличие таких длинных иглообразных включений Л-содержащей фазы отрицательно сказывается на их механических свойствах. При концентрации титана менее 0,1 % вреда от него нет, но и польза сомнительна, поскольку эффективность модифицирования определяется, прежде всего, технологией ввода, а не просто присутствием этого элемента в расплаве. Следует также учесть, что введение титана в ВС (как правило, из лигатуры) приводит к повышению стоимости сплава. Поэтому было бы разумным перевести этот элемент в примесь, ограничив предельную концентрацию в ВС до 0,1-0,15 %. Некоторые отечественные ВС (в частности, АК8л, см. табл. 1) также допускают до 0,2 % 7г, что нам представляется явно завышенной концентрацией, так как в этом случае могут
появиться первичные кристаллы алюминида (или силицида) циркония [47].
В 2006-2008 гг. по заказу ОАО «Литейный завод «РосАЛит» при условиях, изложенных выше, был разработан новый силумин АК8ч (Заявка на пат. 2008151854 РФ от 25.12.2008, решение о выдачи патента 2010 г.), который успешно прошел опытно-промышленное опробование. В настоящее время сплав АК8ч внедрен в серийное производство для изготовления отливок головок цилиндров дизельного двигателя взамен ранее применяемого сплава АК8М3ч. Производителем данного дизельного двигателя является ОАО ЗМЗ, а потребителем - УАЗ (двигатель в настоящее время используют в автомобиле-внедорожнике UAZ Hunter). Внедрение сплава АК8ч в серийное производство позволило добиться требуемых эксплуатационных характеристик и существенно снизить себестоимость отливок за счет факторов, приведенных ниже:
1) отказ от дорогостоящей лигатуры Al-Be (улучшение экологии, возможность размещения заказа на выплавку сплава на других предприятиях);
2) существенное снижение концентрации меди (М1), которая дороже первичного алюминия (А7) и первичного силумина (АК12оч);
3) адаптация сплава АК8ч к серийной термообработке Т6 вместо специальной многоступенчатой, требуемой для сплава АК8М3ч (устранение необходимости эксплуатировать и обслуживать специальную печь).
На сплав АК8ч составлена техническая документация, он рекомендуется для использования на других производствах (в том числе автопрома и авиапрома) при изготовлении отливок ответственного назначения вместо стандартных сплавов АК8л и АК8М3ч, содержащих добавку бериллия (ГОСТ 1583-93). Сплав АК8ч рекомендуется включить в новый ГОСТ на литейные алюминиевые сплавы, разработка которого запланирована на 2012 г.
По данному направлению совместно с ОАО «МОСОБЛПРОММОНТАЖ» разработан силумин Al9Si-Q (Заявка на пат. 2010107316 РФ от 01.03.2010), ориентированный на выплавку из вторичного сырья (т. е. в большей степени отвечающий требованиям ЭЛАС).
Сплав А!9Б1-0 предназначен для получения фасонных отливок сложной формы разными методами литья (в том числе с использованием технологии быстрого прототипирования) и обладает высокой прочностью. В частности, предел текучести при литье в металлические формы (кокиль) выше 310 МПа, а в разовые формы («земляные», холоднотвердеющие смеси и т.п.) выше 280 МПа. Микроструктура силумина А!9Б1-0 примерно такая же, как и у сплава АК8ч (см. рис. 2, в), отличается лишь несколько большим количеством скелетообразных частиц фазы А!15(РвМп)3Б12.
Высокопрочные алюминиевые сплавы с никелем (высокопрочные никалины-ВН)
Высокопрочные материалы занимают особое место, поскольку они используются в ответственных изделиях, в частности в авиации и ракетостроении. Наиболее лучшими прочностными свойствами среди промышленных алюминиевых сплавов обладают сплавы системы Al-Zn-Mg-Cu [5, 8]. Значительную роль при оптимизации составов марочных сплавов сыграла фазовая диаграмма этой четверной системы. Однако следует отметить, что основные исследования, направленные на построение фрагментов системы Al-Zn-Mg-Cu были выполнены еще в 19601970 гг. Среди них прежде всего следует отметить изотермические сечения, построенные под руководством И.Н.Фридляндера [13, 5]. В последующие годы к ним мало что добавилось, несмотря на то, что имеющаяся информация явно недостаточна для разработки сплавов нового поколения.
Специфика составов марочных сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu состоит в том, что для достижения максимальной прочности они содержат повышенные концентрации цинка, магния и меди (табл. 2). Эти элементы позволяют добиться упрочнения за счет формирования вторичных выделений различных мета-стабильных фаз при старении. Поэтому их суммарная концентрация в (А!) перед началом старения должна быть максимальной. В наиболее полной степени это реализовано в российских сплавах типа В96 и американских аналогах типа АА7050, составы которых указаны на изотермическом сечении диаграм-
Таблица 2
Химический состав (% мас.) некоторых высокопрочных алюминиевых сплавов [1-4]
Сплав 7п МЕ Си Мп 7г Сг Ре Б1
Деформируемые сплавы
В951 5-7 1,8-2,8 1,4-2,0 0,2-0,6 - 0,1-0,25 0,5 0,5
В95оч1 5-6,5 1,8-2,8 1,4-2,0 0,2-0,6 - 0,1-0,25 0,15 0,1
В95пч1 5-6,5 1,8-2,8 1,4-2,0 0,2-0,6 - 0,1-0,25 0,05-0,25 0,1
В93пч1 6,5-7,3 1,6-2,2 0,8-1,2 0,1 - 0,1-0,25 0,2-0,4 0,1
В96Ц2 8-9 2,3-3 2-2,6 0,05 0,1-0,2 0,05 0,4 0,3
В96Ц-32 7,6-8,6 1,7-2,3 1,4-2 0,05 0,1-0,2 0,05 0,2 0,1
АА70753 5,1-6,1 2,1-2,9 1,2-2,0 0,3 - 0,18-0,28 0,5 0,4
АА74753 5,2-6,2 1,9-2,6 1,2-1,9 0,06 - 0,18-0,25 0,12 0,1
АА70503 5,7-6,7 1,9-2,6 1,2-1,9 0,1 0,08-0,15 0,04 0,15 0,12
АА70553 7,6-8,4 1,8-2,3 2-2,6 0,05 0,08-0,25 0,04 0,15 0,1
Литейные сплавы
ВАЛ124 6,5-7,5 2,0-2,8 1,0-1,5 0,1-0,3 Л 0,05-0,25 0,05-0,25 Ве 0,3 0,2
019765 6,0-7,0 1,6-2,4 1-1,5 0,1-0,2 Л 0,15-0,25 Ве 0,1-0,25 0,5 0,5
1 ГОСТ 4784-97.
2 ОСТ 1-90048-80.
3 Спецификация Алюминиевой Ассоциации США.
4 По данным [8].
5 По данным [12].
мы А1-7п-М^-Си (рис. 4). Из него видно, что в этих сплавах концентрации цинка, магния и меди на верхнем пределе марочных составов зачастую превышают предел их растворимости в (А1) при температуре закалки. Повышение температуры недопустимо из-за опасности пе-
ю
ал
(А1)+Г
(А1)+Г+5+М
\ V (А1)+5 Ч
(А1)+5+М- Н%Ц-3 ___^
(А1)
"Т"
"Г
~г
~г
А 0 2 4 6 8 1012141618 20
гп, %
Рис. 4. Изотермический разрез системы А—п-Мд-Си при 2 % Си и 460 °С
режога. Это свидетельствует о том, что дальнейшее повышение прочностных свойств сплавов типа В96 за счет увеличения концентрации основных легирующих элементов невозможно. Потолок легирования фактически реализован в среднем составе сплава В96Ц-3 (см. табл. 2, рис. 4).
Дополнительное деформационное упрочнение этих сплавов достигается введением в их состав дисперсоидообразующих переходных металлов (так называемых антирекрис-таллизаторов), обычно марганца, хрома и циркония (см. табл. 2). Данные элементы должны при литье полностью войти в состав (А1), что обеспечивается как строгим соблюдением технологических режимов приготовления слитков, так и жестким ограничением по примесям, прежде всего железа и кремния. Это приводит к удорожанию сплавов. Наиболее эффективным антирекристаллиза-тором является цирконий (в новейших сплавах также скандий), поскольку он не образует иных фаз, кроме А!37г.
Следует отметить, что у сплавов системы А1-7п-М^-Си имеется такой существенный
недостаток, как невозможность использовать обычные способы сварки плавлением (в частности, аргонно-дуговой), поскольку они исключительно склонны к образованию горячих трещин при кристаллизации. Этот недостаток в значительной мере предопределил неудачу внедрения высокопрочных литейных сплавов типа ВАЛ12, почти не отличающихся по составу от деформируемых аналогов (см. табл. 2). Из-за низких литейных свойств они не получили заметного практического применения.
В рамках концепции, основанной на анализе многокомпонентных фазовых диаграмм, автором с коллегами [16, 24, 25] было предложено конструировать высокопрочные сплавы на базе эвтектики (А!)+А!3М (никали-ны) [35]. Первоначально предполагалось использовать высокопрочные никалины только с добавкой меди и только в качестве литейных сплавов [49]. Однако позднее автором было показано, что в сплавах эвтектического типа с высоким содержанием цинка и магния добавка меди скорее вредна, чем полезна [46]. Этот вывод подтверждается свойствами, достигнутыми на безмедистом никалине АЦ7Мг3Н4 [Щп+М^ ~10 %] [35]. Этот сплав на базе эвтектики (А!)+А!3М не только показал рекордную прочность в отливках (ав=600-620 МПа, "02=520-540 МПа, 5=5-6 %), но и продемонстрировал возможность его использования для получения деформированных полуфабрикатов. С другой стороны, попытки добиться улучшения литейных свойств сплавов типа В96 за счет введения никеля оказались неудачными. Причина этого, как будет показано ниже, заключалась в сложном влиянии этого элемента на фазовый состав Си-содер-жащих сплавов.
Однако высокопрочный никалин АЦ7Мг3Н4 следует рассматривать, скорее, в качестве модельной композиции, поскольку он предполагает низкое содержание железа и кремния, т.е. для его производства требуется алюминий высокой чистоты, что исключает широкое применение. Кроме того, концентрация дорогостоящего никеля в этом сплаве слишком велика (~4 %).
В качестве альтернативного подхода автором было предложено создавать сплавы с
высоким содержанием цинка и магния на базе эвтектики (А!)+А!9РеЫ1. Последняя по многим характеристикам близка эвтектике (А!)+А!3М [8], но отличается от нее повышенной экономичностью, так как содержит меньше никеля. При этом железо становится легирующим компонентом, а не вредной примесью (т.е. такие сплавы отвечают требованиям ЭЛАС). В пользу такого подхода говорят и составы промышленных сплавов типа АК4-1 (АА2618), в которых матрицей является система Al-Cu-Mg, а добавки никеля и железа обеспечивают формирование соединения А!9РеМ [5, 14]. Следует также отметить, что совместное введение добавок никеля и железа рассматривалось при разработке быст-розакристаллизованных сплавов на базе системы Al-Zn-Mg-Cu (технология Р8/РМ). Однако из-за высокой стоимости полуфабрикатов, получаемых по технологии Р8/РМ, данный подход не получил существенного развития, несмотря на то, что удалось несколько повысить прочностные свойства [53, 54].
Полученные в последние время на кафедре технологии литейных процессов НИТУ «МИ-СиС» экспериментальные результаты показали, что целесообразнее разрабатывать сплавы под существующие технологии и оборудование. В результате был предложен никалин АЦ7НЖ (Заявка на пат. 2009130228 РФ от 07.08.2009, решение о выдаче патента от 12.08.2010). Этот сплав обладает хорошей технологичностью (в частности, при литье, деформационной обработке и аргонно-дуго-вой сварке) и высокими механическими свойствами. Ключевую роль при его конструировании сыграл количественный анализ диаграммы Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Fe-Si-Ni с использованием программы ТИегто-Са!о, что позволило разработать не только состав этого ВН, но и технологию термической и деформационной обработки.
Анализ системы Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Fe-Si-N показывает, что большинство элементов может входить в состав разных фаз. Наибольшим их количеством отличается медь, которая образует следующие фазы: А^Ре,^), А^^Ре, А!^^, А!^,^, Б, Т, М, А^ (т.е. даже без добавки никеля их 6!). Все они могут образовываться в процессе кристаллизации
(преимущественно по эвтектическим реакциям) и частично сохраняться в конечной структуре. Никель и железо могут входить в состав пяти разных соединений, некоторые из которых отличаются широкой областью гомогенности. Все это свидетельствует об исключительно сложном фазовом составе сплавов данной системы. Но если отказаться от добавки меди, то число возможных фаз резко сокращается. В этом случае никель может входить в состав только двух фаз: Al9FeNi и Al3Ni. Учитывая, что первичные кристаллы всех Fe- и ^-содержащих фаз нежелательны, были рассчитаны границы первичной кристаллизации разных фаз (проекция ликвидуса). Результаты расчета (рис. 5) показывают
2,0 1,8 1,6 1,4 £ 1,2 £"1,0 0,8 0,6 0,4 0,2
А13Ре
А19Ее№
(А1)\ ^^^ А1,№
0 12 3
4 5 6
%
7 8 9 10
Рис. 5. Проекция ликвидус системы Л-п-Мд-Ре-Ш при 7 % 1п и 3 % Мд
сходство с поверхностью ликвидуса тройной системы А1^е-М [2-4, 14]. Отличие состоит только в том, что добавки цинка и магния уменьшают область первичной кристаллизации (А1), сдвигая линии в сторону меньших концентраций никеля и железа. Из рис. 5 также видно, что с увеличением содержания никеля предельно допустимая концентрация железа в сплаве уменьшается. В частности, при 3 % N первичные кристаллы фазы А1^еМ должны образовываться уже при 0,1 % Fe. С другой стороны, при 1 % N появление первичных интерметаллидов следует ожидать начиная с ~0,7 % Fe. Это вытекает из политермического разреза на рис. 6. Он же показывает, что уменьшение концентрации железа вплоть до ~0,2 % не меняет фазового состава и мало отражается на температурах ликвидуса и со-лидуса.
Следуя вышеприведенному анализу, можно сформулировать основные принципы конструирования высокопрочных экономнолеги-ровнных алюминиевых сплавов.
1. Для максимальной прочности следует ориентироваться на максимально допустимые концентрации цинка и магния. Но если требуется определенный комплекс других характеристик (пластичность, трещиностой-кость, выносливость и т.д.), то концентрации цинка и магния, очевидно, должны быть меньшими.
700 650 600 и 550
О
к
500 450 400 350
Ь +(А1) 1 -Л_
Ь +(А1)+А1„ >1+(А1)+ А1,+А13Ре
(А1)+А1, - (А1)+А1,+А1,№ (А1)+А1, +А13Ре
Ь +А1,+Г - (А1)+А1,+А13№+Г (А1)+А1„+ А1,Ре+Г
0,5 1,0
Ре, %
1,5
и
О
к
626,5 626,0 -625,5 -625,0624,5 -624,0-
623,5
1 ¿+(А1)+А13Ре // \ /Ь+А1,Ре
¿+(А1)
1+(А1 \х1+(А1)+А13Ре+А1, )+А1, Х\
0,88 0,89 0,90 0,91
Ре, %
Рис. 6. Политермический разрез системы Л-п-Мд-Ре-Ш при 7 % 1п, 3 % Мд и 1 % Л19 - Л19РеШ
2. С точки зрения экономичности концентрация никеля должна быть минимальной, а железа, наоборот, максимальной. Этому требованию отвечает фазовая граница (Д!)+Д!дРе№/(Д!)+Д!дРе№+Д!3Ре. Но поскольку фаза Д!3Ре, которая характеризуется игольчатой формой, нежелательна, то следует поддерживать несколько большее отношение Ы1:Ре (см. рис. 6).
3. Для получения максимального количества эвтектических включений Д!дРеМ следует ориентироваться на границу первичной кристаллизации (Д!) (см. рис. 5). В идеале кристаллизация должна начаться с реакции ^((Д!)+Д!дРеЫ1.
Именно исходя из вышерассмотренных принципов, был разработан состав высокопрочного сплава АЦ7НЖ, отвечающего требованиям ЭЛАС.
Количественные характеристики фазового состава никалина АЦ7НЖ и марочного сплава В96Ц-3 (см. табл. 2), рассчитанные с использованием программы Т1тегто-Са!с, приведены в табл. 3, 4. Промышленный сплав рассматривали в двух вариантах: 1) базовом (отсутствие примесей); 2) с 0,5 % Ре и 0,2 % Б1 (т. е. для случая приготовления из вторичного сырья). Экономнолегированный никалин рас-
считывали только для второго варианта (добавив еще 0,2 % Си). Из табл. 3 видно, что в сплаве АЦ7НЖ после закалки должны присутствовать в основном включения фазы Д!дРеМ при небольшом количестве силицида магния. Сплав В96Ц-3 в загрязненном варианте содержит фазу Д!7Си2Ре, которая обладает иглообразной морфологией и отрицательно сказывается на механических свойствах.
Фазовый состав в состаренном состоянии рассчитывали исходя из состава (Д!) при температуре закалки. Из табл. 4 видно, что в сплаве АЦ7НЖ имеется только одна фаза-упрочни-тель Т. Изменение концентраций цинка и магния внутри оптимизированного диапазона не приводит к появлению других фаз. Алюминиевая матрица сплава В96Ц-3 среднего состава содержит две фазы: Ми Б. При этом внутри сплава (см. табл. 2) фазовый состав меняется (возможно также появление фаз Т и Д!2Си).
Экономнолегированный никалин АЦ7НЖ опробовали в лабораторных и опытно-промышленных условиях. Было показано, что он обладает высокой технологичностью как при литье слитков и отливок (хорошая жидкотеку-честь и отсутствие горячих трещин), так и при обработке давлением (хорошая деформируемость). Из никалина АЦ7НЖ были изготовле-
Таблица 3
Фазовый состав сплавов АЦ7НЖ и В96Ц-3 в закаленном состоянии
(без учета малой добавки циркония)
Фаза 0 , % мас. 0, % об. Химический состав, % мас.
Д! 7п МЕ Си 1\Н Ре Si
АЦ7НЖ1, 540 °С
(Д!) 94,51 95,26 89,77 6,88 3,12 0,21 <0,01 <0,01 <0,01
Д!дРеЫ1 4,96 3,97 67,83 0 0 0 20,11 12,06 0
Mg2Si 0,53 0,77 0 0 63,38 0 0 0 36,82
В96Ц-3 (без примесей), 460 °С
(Д!) 100 100 88,00 8,00 2,00 2,00 0 0 0
В96Ц-3 (с примесями)2, 460 °С
(Д!) 96,72 94,07 88,47 8,27 1,73 1,50 0 <0,01 <0,01
Д!6 (Ре, Си) 1,40 1,14 73,59 0 2,54 5,55 0 20,60 0
Д!7Си2Ре 1,40 0,85 50,80 0 0 34,18 0 15,02 0
Mg2S¡ 0,49 0,68 0 0 63,38 0 0 0 36,82
1 0,5 % Ре; 0,2 % Si; 0,2 % Си.
2 0,5 % Ре; 0,2 % Si.
Таблица 4
Фазовый состав алюминиевой матрицы сплавов АЦ7НЖ и В96Ц-3 при 200 ° С
Фаза 0 , % мас. ^ м' 0, % об. ^ V' Химический состав, % мас.
А1 7п МЕ Си Si
АЦ7НЖ
(А1) 89,30 92,16 98,60 0,62 0,78 <0,01 <0,01
Т 10,70 7,84 16,51 59,00 22,55 1,95 <0,01
В96Ц-3 (без примесей)
(А1) 88,56 93,35 98,23 1,59 0,09 0,09 <0,01
М 9,90 5,42 4,35 66,55 16,70 12,41 <0,01
Б 1,54 1,23 38,05 0 17,14 44,81 <0,01
В96Ц-3 (с примесями)
(А1) 81,31 87,58 98,84 1,76 0,07 0,11 <0,01
М 8,98 5,02 4,1 66,89 16,63 12,41 <0,01
А12Си 0,25 0,17 46,01 0 0,17 53,82 <0,01
ны различные полуфабрикаты, в частности, листы, прутки и проволока, которые показали высокие механические свойства. Так, в прутках, полученных методом поперечно-винтовой прокатки, уровень свойств составил:
" >670 МПа, "02>640 МПа, 5>6 %. Такое
в ' 0,2 '
удачное сочетание прочности и пластичности достигается за счет однородности распределения включений А1/еМ и их относительно компактной морфологии (рис. 7, а-в). Это
Рис. 7. Микроструктура (а-в) и фрактограмма (г) высокопрочного никалина АЦ7НЖ в характерных состояниях, СЭМ:
а - литой слиток; б - гомогенизированный слиток; в, г - пруток
способствует равномерной пластической деформации в процессе нагружения, что подтверждается результатами фрактографичес-кого анализа (рис. 7, г).
Высокую технологическую пластичность никалина АЦ7НЖ при деформационной обработке подтверждают результаты получения тонкой проволоки (квадрат со стороной 1,5 мм) методом холодной прокатки (из гомогенизированного слитка) на вальцах. При обжатии вплоть до 97 % дефектов в никали-новой проволоке не обнаружено. Прокатка в аналогичных условиях слитка сплава В96Ц-3 привела к его полному разрушению.
Никалин АЦ7НЖ показал перспективность использования и для получения фасонных отливок различными методами литья в металлические формы. В частности, в отливках, изготовленных методом жидкой штамповки, получены следующие прочностные свойства: ав ~560 МПа, "02 ~530 МПа. Особо следует отметить высокую технологичность никалина АЦ7НЖ при аргонно-дуговой сварке. В этом случае использовали сварочную проволоку из самого сплава, что является дополнительным плюсом и открывает возможность создания сложных сварных изделий, состоящих из отливок и деформированных полуфабрикатов одного состава.
В настоящее время проводится работа по изучению возможностей использования различных видов лома и отходов при приготовлении этого ЭЛАС, что позволит перейти к массовому производству на действующих предприятиях. Сплав АЦ7НЖ предполагается использовать в различных отраслях промышленности (автотранспорт, спортинвентарь, арматуростроение и др.) для получения деталей ответственного назначения. Реальные перспективы внедрения этого сплава находятся в пределах пяти лет.
Жаропрочные алюминиевые сплавы, легированные переходными металлами (жаропрочные никалины-ЖН и АЛТЭК)
Если прочностные свойства марочных алюминиевых сплавов находятся на уровне серых чугунов и обычных углеродистых сталей, то по характеристикам жаропрочности сильно уступают последним. Наиболее высокой
жаропрочностью обладают сплавы на базе системы Al-Cu: литейные типа АМ5 (ГОСТ 1583-93) и деформируемые типа 1201, Д16, АК4-1 (ГОСТ 4784-97). Однако их рабочие температуры не превышают 250 °С, и повысить этот уровень в рамках традиционного легирования вряд ли возможно. Известно, что существенно улучшить жаропрочность алюминиевых сплавов можно за счет легирования переходными металлами (ПМ) повышенной концентрации [8]. Положительные результаты были достигнуты при использовании различных методов сверхбыстрого затвердевания расплава и последующих операций порошковой металлургии (так называемая RS/PM-технология). В этом случае удается реализовать структуру, существенно отличающуюся от той, которая формируется в условиях кристаллизации массивных слитков или отливок [53, 54].
Переходные металлы по растворимости в алюминиевом твердом растворе (Al) можно разделить на две группы: ПМ1 - имеющие относительно высокую растворимость (десятые доли процента и выше - Zr, Mn, Cr, Ti и др.) и ПМ2 - малорастворимые в (Al) и образующие фазы эвтектического или первичного происхождения (Fe, Ni, Ce и др.). С ростом скорости кристаллизации растворимость ПМ1 в (Al) существенно повышается, а растворимость ПМ2 меняется незначительно, но происходит измельчение фаз кристаллизационного происхождения и сдвиг эвтектической точки в сторону большего содержания ПМ2. В процессе нагрева при 200-600 °С может происходить выделение из (Al) вторичных алюминидов, содержащих ПМ1. Улучшение характеристик жаропрочности по сравнению со стандартными алюминиевыми сплавами достигается, прежде всего, за счет высокой объемной доли дисперсных алюминидов, обладающих повышенной термостабильностью.
Учитывая, что стоимость изделий, получаемых с помощью RS/PM-технологий, весьма высока, в НИТУ «МИСиС» автором с коллегами были разработаны принципиально новые литейные и деформируемые жаропрочные алюминиевые сплавы, ориентированные на традиционные литейные технологии и имеющееся оборудование [5]. Технологический
цикл получения фасонных отливок и деформированных полуфабрикатов из новых сплавов намного короче по сравнению с марочными сплавами системы Al-Cu (в частности, отсутствует операция закалки). Ниже рассмотрены примеры новых сплавов и их преимущества перед промышленными аналогами.
Известно, что высокий уровень литейных свойств (прежде всего, жидкотекучесть и стойкость к образованию горячих трещин) достигается в сплавах эвтектического типа. Следует отметить, что упрочнение за счет добавок ПМ1 не может быть реализовано в силуминах (самой распространенной группе литейных алюминиевых сплавов), поскольку кремний сильно снижает растворимость этих элементов в (Al) [24, 47]. Потому был проведен поиск новых оригинальных композиций на базе других эвтектик. В частности, было рекомендовано в качестве легирующих элементов использовать такие переходные металлы, как никель, церий, железо, цирконий, марганец, хром, которые, с одной стороны, позволяют получать дисперсные эвтектики с фазами Al3Ni, Al9FeNi, Al4Ce, Al8Cu4Ce и др., а с другой - дисперсоды Al3Zr, Al6Mn, Al20Cu2Mn3 и др. [20-22, 24, 29, 30, 48]. Высокая доля последних (включая наночастицы Ll2) позволяет в значительной мере компенсировать отсутствие традиционных фаз-упрочнителей Al2Cu, Mg2Si, Al2CuMg и др. Преимущество новых сплавов состоит в том, что они позволяют добиться уникального сочетания литейных свойств, прочности, пластичности, устойчивости к нагревам вплоть до 350-400 °С, исключив при этом операцию закалки.
Разработке новых жаропрочных алюминиевых сплавов, предназначенных для получения фасонных отливок, предшествовало создание принципов их легирования [22, 24, 48], которые на структурном уровне можно сформулировать как создание композиции, позволяющей одновременно сочетать:
- алюминиевую матрицу, легированную ПМ1, положительно влияющими на жаропрочность и обеспечивающими достаточно высокий уровень механических свойств при комнатной температуре;
- эвтектическую фазу, содержащую ПМ2, которая должна обеспечить высокий уровень
жаропрочности и обычные механические свойства;
- минимальный интервал кристаллизации для обеспечения максимального уровня литейных свойств и дисперсного строения второй фазы эвтектики;
- максимально высокий солидус для обеспечения высокой жаропрочности.
В качестве примера рассмотрен сплав АН4Мц2, относящийся к группе никалинов (в данном случае жаропрочных - ЖН), в котором основными легирующими элементами являются М, Мп и 7г. АН4Мц2 - оригинальный литейный сплав, не имеющий близких аналогов (Пат. 2001145 РФ и пат. 2001147 РФ, публ.15.10.1993, бюл. 37-38) [22, 24].
Изготовление тонкостенных фасонных кокильных отливок из никалина АН4Мц2 в производственных условиях ОАО «ВАСО» и ОАО «ИЛ» подтвердило высокие литейные свойства на уровне безмедистых силуминов типа АК7ч (т.е. гораздо выше сплавов типа АМ5) [35, 44]. Сравнение характеристик сплава АН4Мц2 с поршневыми силуминами показывает, что в отличие от последних, которые при нагреве свыше 250 °С сильно разупроч-няются, комнатные свойства предлагаемого сплава после длительного нагрева до 350 °С включительно полностью сохраняются. Кроме того, сплав АН4Мц2 превосходит сплавы типа АМ5 по длительной прочности при 300350 °С и существенно превосходит их по литейным свойствам. В рамках выполнения проекта по заданию Рособразования РФ была оптимизирована технология получения отливок из сплава АН4Мц2, составлены проекты технических условий, технологических рекомендаций и регламентов. Однако никалин АН4Мц2 следует рассматривать, скорее, в качестве модельной композиции, поскольку он предполагает низкое содержание железа и кремния, т. е. для его производства необходим алюминий высокой чистоты (т. е. данный сплав не отвечает требованиям ЭЛАС).
С целью обоснования возможности разработки экономнолегированного жаропрочного никалина был проведен анализ фазового состава системы Д!-№-Мп-Ре-8^г, который показал, что железо и кремний существенно усложняют фазовый состав по срав-
нению с базовым сплавом АН4Мц2. С другой стороны, установлено, что с уменьшением концентрации никеля с 4 до 2 % допустимая концентрация железа, при которой не образуются первичные интерметаллиды и обеспечивается высокая дисперсность эвтектики, увеличивается примерно до 0,5-0,7 % (рис. 8). При этом интервал кристаллизации не превышает 10 °С, что позволяет обеспечить высо-
3,0"
2,5-1
2,0
; 1,5
и Рн
1,0
0,5
А13Ре
" А16(Ре, Мп) А19Ре№
(А1) А13№
0 12 3 4 5 6 7 8
^ % Рис. 8. Проекция ликвидус системы Л1-Ре-Мп-Ы/ при 1 % Мп
кие литейные свойства. Анализ фазовой диаграммы Д!-Ы1-Мп-Ре-81-7г также показал, что допустимая концентрация кремния должна быть существенно ниже, чем железа, так как этот элемент сильно расширяет интервал кристаллизации (уже при 0,1 % он составляет ~60 °С), что увеличивает склонность сплава к образованию горячих трещин при литье. Кроме того, кремний уменьшает растворимость циркония в алюминиевом твердом растворе, что снижает потенциал упрочнения за счет наночастиц фазы Д!37г.
Оптимизация фазового состава позволила разработать новый ЭЛАС- жаропрочный литейный никалин АН2ЖМц (Заявка на пат. 2010144164 РФ от 29.10.2010), который по совокупности экономичности, технологичности и основных эксплуатационных свойств существенно превосходит наиболее жаропрочные литейные алюминиевые сплавы типа АМ5.
Этот сплав имеет доэвтектическую структуру, весьма близкую к распространенным силуминам типа АК7ч (рис. 9, а). Гетерогенизи-
Рис. 9. Микроструктура жаропрочного литейного никалина АН2ЖМц в термообработанном состоянии:
а - СЭМ; б, в - ПЭМ
рующий отжиг приводит к образованию дис-персоидов А16Мп и А!37г (рис. 9, б, в), которые обеспечивают удачное сочетание низко- и высокотемпературных механических свойств. Строение эвтектики при этом не меняется. Отливки из никалина АН2ЖМц можно получать на имеющемся оборудовании, при этом их термообработка достаточно проста, так как включает в себя только гетерогенизиру-ющий отжиг. Особенно предпочтительны тонкостенные отливки сложной формы, поскольку в этом случае, с одной стороны, реализуются высокие литейные свойства сплава АН2ЖМц, а с другой - повышенная скорость охлаждения является желательной с точки зрения дисперсности эвтектики (А!)+А!3Ы1 и полного вхождения циркония в алюминиевый твердый раствор при кристаллизации.
Для получения упрочняющих наночастиц фазы И2 кроме добавки циркония можно использовать скандий, который существенно дороже, но его введение в расплав проще в связи с тем, что скандий в отличие от циркония не повышает ликвидус. В ряде случае наиболее целесообразно совместное введение этих добавок [42, 44]. Изотермические сечения диаграммы А!-7г-Бс, показанные на рис. 10, позволяют сделать обоснованный выбор концентраций циркония и скандия. Из рис. 10, а видно, что типичная для алюминиевых сплавов температура плавки и литья
(720 °С) является недопустимо низкой для сплавов, содержащих более 0,2 % 7г. Приготовление сплавов при 900 °С позволяет существенно расширить допустимую область концентраций циркония и скандия (рис.10, б).
Деформированные сплавы должны обладать высокой технологичностью при обработке давлением, при этом желательно исключить операцию гомогенизации слитков. Для того чтобы добиться сочетания высокой технологичности и необходимых эксплуатационных свойств, авторами была предложена принципиально новая группа жаропрочных алюминиевых сплавов (далее АЛТЭК), которые предназначены для получения различных деформированных полуфабрикатов (среди них листы, прутки, профили, панели, трубы, штамповки, поковки) [9]. Базовой системой для таких сплавов является система А!-0ы-Мп-7г при содержании легирующих компонентов не более 5 % мас. и обычных требованиях по примесям (в том числе по железу) [44, 52]. Уровень исходных механических свойств предлагаемых сплавов примерно одинаков с уровнем свойств известных жаропрочных сплавов типа 1201 ("в= 350-450 МПа). Особенность предлагаемых сплавов заключается в том, что технологический цикл изготовления деформируемых полуфабрикатов существенно короче из-за отсутствия операций гомогенизации (слитков) и закалки (полуфабрикатов).
Рис. 10. Изотермические сечения диаграммы Л1-Бс-1г при 720 °С (а) и 900 °С (б)
Анализ фазовой диаграммы А!-Си-Мп показал, что оптимальная структура может быть достигнута в области 1-3 % Си и 1-2 % Мп (рис. 11) [52]. При таких концентрациях количество эвтектических включений (в том числе А!2Си) в литом состоянии минимально. Это означает, что практически все количество меди и марганца находится в алюминиевом твердом растворе. Такая почти однофазная структура, реализуемая в литых слитках сплава АЛТЭК, обеспечивает высокую пластичность (в том числе при холодной деформации). Количество включений фазы А!2Си в струк-
туре полуфабриката не превышает 1 % об. (рис. 12, а), что меньше, чем в сплаве 2101, прошедшего операции гомогенизации и закалки [14]. В процессе отжига холоднокатаных листов образуются дисперсоиды А!20Си2Мп3 (их типичный размер в пределах 100-500 нм, рис. 12, б), которые существенно затрудняют рекристаллизацию и в значительной мере сохраняют деформационное упрочнение. С другой стороны, анализ фазовой диаграммы А!-7г (в том числе применительно к неравновесным условиям) показал, что добавка 0,4-0,6 % 7г позволяет повысить
/ 2Cul,6Mn / ^
■ ! + р
/
(А1)+А1,0+А1„ < / i
1 (А1)+А16 /
/ (А1)+А120 1
АА2219
н
(Al) —---
А1)+А12Си
8
Al
7
Cu, %
О
о
к."
700
650
600-
(А1)+А1,Сих 400
1 ^^
L+ÍA1) ¿+(A1)+A16
-- /
(Al) /1+(А1)+А120 1
/ (А1)+А120 с 2 ю (А1)+А120 +А16
/ (A1)+A12CU+A12„ и OI
0 0,5
Al-2 % Cu
1,0 1,5 2,0
2,5 3,0 МП, %
Рис. 11. Изотермический (а, при 540 °С) и политермический (б, при 2 % Cu) разрезы системы Al-Cu-Mn
Рис. 12. Тонкая структура жаропрочного деформируемого сплава АЛТЭК в термообработанном состоянии, ПЭМ
прочность за счет образования дисперсои-дов Д^г, которые также формируются при отжиге листов, но обладают существенно меньшими размерами (<10 нм) (рис. 12, в). Таким образом, технология получения полуфабрикатов упрощается до предела: литье слитков, деформация (в том числе без предварительного нагрева), отжиг полуфабрикатов при 300-450 °С. При этом отжиг обеспечивает не только оптимальное сочетание механических свойств, но и стабилизирует структуру (т. е. при нагревах ниже температуры отжига структура, а следовательно, и механические свойства не меняются).
Производство новых сплавов взамен марочных сплавов типа 1201 не потребует специального оборудования. Для получения слитков и деформируемых полуфабрикатов можно будет использовать имеющееся оборудование.
Промышленное применение предлагаемых сплавов может дать следующие преимущества:
- повышение производительности за счет сокращения технологического цикла получения деформированного полуфабриката;
- освобождение площадей от ненужного оборудования (в частности, закалочных печей и закалочных емкостей);
- сокращение числа рабочих (в частности, занятых в процессе термообработки, а также в обслуживании печей);
- уменьшение потребления электроэнергии за счет сокращения времени термообработки и снижения температуры;
- сокращение вредных выбросов за счет сокращения времени работы печей;
- уменьшение брака, в частности коробления деформируемых полуфабрикатов, возникающего при закалке, за счет устранения в технологическом цикле данной операции;
- возможность повышения температур эксплуатации изделий.
Проект, основанный на данной разработке, победил в 2008 г. в Международном
конкурсе инноваций «Применение алюминия в транспорте», организованном ОК РУСАЛ и Международным институтом алюминия (1Д1). В 2009 г. разработка сплава АЛТЭК (Пат. 2287600 РФ, публ. 20.11.2006 , бюл. № 32) награждена дипломом лауреата выставки «Металл-Экспо'2009». Прорабатывается проект по использованию ЭЛАС в нефтяной промышленности для изготовления ступеней погружного насоса, которые в настоящее время изготавливают, в основном, из специального никельсодержащего чугуна - нире-зиста [55].
Заключение
Приведены результаты анализа многокомпонентных фазовых диаграмм применительно к сплавам на основе алюминия и обоснована принципиальная возможность создания экономнолегированных алюминиевых сплавов для получения деталей ответственного назначения.
Для изготовления фасонных отливок сложной формы вместо стандартных сплавов АК8л и АК8М3ч, содержащих вредную добавку бериллия (ГОСТ 1583-93), рекомендуются безбериллиевые силумины АК8ч и Д!9Б1-0, содержащие менее 0,5 % Си.
Для изготовления высокопрочных деталей из отливок и деформированных полуфабрикатов предлагается никалин АЦ7НЖ на базе системы Al-Zn-Mg-Fe-Ni, превосходящий по технологичности и экономичности известные сплавы типа В96Ц-3.
Для изготовления деталей, работающих при нагревах до 300-350 °С, предлагаются жаропрочные алюминиевые сплавы нового поколения: литейный никалин АН2ЖМц на базе системы Д!-Ре-Мп-М^г и деформируемый АЛТЭК на базе системы Д!-Си-Мп^г. Эти ЭЛАС существенно превосходят промышленные сплавы системы Д!-Си (типа АМ5 и 1201) по совокупности служебных, технологических и экономических характеристик.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Захаров А.М. Промышленные сплавы цветных металлов. Фазовый состав и структурные составляющие. - М.: Металлургия, 1980. - 256 с.
2. Диаграммы состояния систем на основе алюминия и магния: Справ. изд/Дриц М.Е., Бочвар Н.Р.
и др. - М.: Наука, 1977. - 228 с.
3. Металловедение алюминия и его сплавов: Справ. изд./Беляев А.И., Бочвар О.С. и др. - М.: Металлургия, 1983. - 280 с.
4. Мондольфо Л.Ф. Структура и свойства спла-
вов/Пер. с англ. - М.: Металлургия, 1979. -640 с.
5. Промышленные алюминиевые сплавы: Справ. изд./Алиева С.Г., Альтман М.Б. и др. - М.: Металлургия, 1984. - 528 с.
6. Колобнев И.Ф. Жаропрочность литейных алюминиевых сплавов. - М.: Металлургия, 1973.
- 320 с.
7. Строганов Г.Б., Ротенберг В.А., Гершман Г.Б.
Сплавы алюминия с кремнием. - М.: Металлургия, 1977. - 271 с.
8. Строганов Г.Б. Высокопрочные литейные алюминиевые сплавы. - М.: Металлургия, 1985. -216 с.
9. Белов Н.А., Белов В.Д., Алабин А.Н., Мишу-
ров С.С. Экономнолегированные алюминиевые сплавы нового поколения//Металлург. 2010, № 5. С. 62-66.
10. Belov N.A., Eskin D.G. and Aksenov A.A. Multicomponent Phase Diagrams: Applications for Commercial Aluminum Alloys. Elsevier. 2005.
- 414 p.
11. Belov N.A., Aksenov A.A. and Eskin D.G. Iron in Aluminum Alloys: impurity and alloying element. Taylor and Fransis. 2002. - 360 p.
12. Золоторевский В.С., Белов Н.А. Металловедение литейных алюминиевых сплавов. - М.: МИСиС, 2005. - 376 с.
13. Белов Н.А., Савченко С.В., Хван А.В. Фазовый состав и структура силуминов. - М.: МИСиС, 2007. - 284 с.
14. Белов Н.А. Фазовый состав алюминиевых сплавов. - М.: Издательский Дом МИСиС, 2009. - 392 с.
15. Белов Н.А., Курдюмова Т.А. Диаграмма состояния Al-Si-Fe-Be и возможности нейтрализации Fe-фаз в силуминах//Изв. АН СССР. Металлы. 1989. № 2. C. 210-215.
16. Белов Н.А., Тагиев Э.Э. Эвтектические структуры в сплавах на основе твердого раствора системы Al-Zn-Mg-CuZ/Изв. вузов. Цветная металлургия. 1991. № 2. С. 95-98.
17. Белов Н.А. Оптимизация состава и структуры малокремнистых силуминов с высоким содержанием FeZ/Изв. вузов. Цветная металлургия. 1992. № 4. C. 130-135.
18. Белов Н.А., Золоторевский В.С., Гусев А.Ю. Вязкость разрушения стандартных силуминов //МиТОМ. 1992. № 10. C. 32-33.
19. Белов Н.А. Структура и механические свойства эвтектических сплавов системы Al-Si-Mg-Ni //Металлы. 1993. № 5. С. 133-138.
20. Белов Н.А. Структура и упрочнение литейных сплавов системы алюминий-никель-цирко-ний//МиТОМ. 1993. № 10. C. 20-24.
21. Белов Н.А., Золоторевский В.С., Лузгин Д.В.
Жаропрочные литейные алюминиевые сплавы, легированные железом//Металлы. 1994. № 3. C. 70-76.
22. Belov N.A. Principles of Optimising the Structure of Creep Resisting Casting Aluminium Alloys Using Transition Metals//Journal of Advanced Materials. 1994. 1 (4). P. 321-329.
23. Белов Н.А. Анализ неравновесной кристаллизации доэвтектических силуминов с использованием многокомпонентных диаграмм состо-яния//Металлы. 1995. № 1. C. 44-51.
24. Белов Н.А. Использование многокомпонентных диаграмм состояния для оптимизации структуры и состава высокопрочных литейных алюминиевых сплавов//Изв. вузов. Цветная металлургия. 1995. № 1. C. 48-57.
25. Белов Н.А. Влияние эвтектических фаз на характер разрушения высокопрочных литейных алюминиевых сплавов//МиТОМ. 1995. № 6. C. 20-24.
26. Белов Н.А., Истомин-Кастровский В.В., Наумова E.C. Исследование распада аномально пересыщенных твердых растворов в литых сплавах на основе алюминия, легированных цирконием//Изв. вузов. Цветная металлургия. 1996. № 4. C. 45-50.
27. Белов Н.А., Гусев А.Ю. Оптимизация количества магния и меди в силуминах типа АК7// МиТОМ. 1996. № 3. C. 10-13.
28. Belov N.A., Gusev A.Yu. and Eskin D.G. Evaluation of Five Component Phase Diagrams for the Analysis of Phase Composition in Al-Si Alloys//Z. Metallkunde. 1998. V. 89. № 9. P. 618622.
29. Belov N.A., Naumova E.A. and Eskin D.G.
Casting alloys of the Al-Ce-Ni System: Microstructural Approach to Alloy Design//Mater. Sci. Eng. A. 1999, Nov. V./issue 271/1-2. P. 134-142.
30. Белов Н.А., Лаврищев Ю.В. Оптимизация состава и структуры жаропрочных литейных алюминиевых сплавов, легированных церием, железом, никелем и цирконием//Изв. вузов. Цветная металлургия. 2000. № 6. C. 37-43.
31. Белов Н.А., Матвеева И.А. Компьютерный анализ диаграммы состояния Al-Fe-Si применительно к малолегированным алюминиевым сплавам//Изв. вузов. Цветная металлургия. 2001. № 1. C. 34-39.
32. Belov N.A., Zolotorevskij V.S. Prospects for new aluminium alloys based on multiphase eutectics //Journal of Advanced Materials. 2001. V. 5. № 3. P. 1-8.
33. Белов Н.А., Золоторевский В.С. Особеннос-
ти микроструктуры и фазовый состав литейных сплавов системы Al-Ce-Fe-Ni-Zr//PoccHtfc-кий химический журнал. 2001. Т. XLV. № 5-6. C. 15-22.
34. Белов Н.А., Кольцов А.В. Фазовая диаграмма системы Al-Cu-Fe-Mg-Si в области Al-Cu сплавов//Изв. вузов. Цветная металлургия. 2002. № 2. C. 37-48.
35. Белов Н.А., Золоторевский В.С. Литейные сплавы на основе алюминиевоникелевой эвтектики (никалины) как возможная альтернатива силуминам//Цветные металлы. 2003. № 2. C. 99-105.
36. Belov N.A., Alabin A.N. and Eskin D.G. Improving the Properties of Cold Rolled Al-6 % Ni sheets by alloying and heat treatment//Scripta Materialia.
2004. V. 50/1. P. 89-94.
37. Белов Н.А., Золоторевский В.С., Чевери-кин В.В., Юрина Е.А. Влияние никеля на фазовый состав, упрочнение и литейные свойства алюминиевого сплава АЦ4Мг//Изв. вузов. Цветная металлургия. 2004. № 6. С. 33-38.
38. Белов Н.А., Чеверикин В.В., Золоторевский В.С., Истомин-Кастровский В.В. Влияние никеля на структуру и механические свойства термически обработанных отливок сплава Al-7 % Zn -3 % MgZ/Цветные металлы.
2005. № 2. C. 71-76.
39. Belov N.A, Eskin D.G. and Avxentieva N.N. Constituent Phase Diagrams of the Al-Cu-Fe-Mg-Ni-Si System and their Application to the Analysis of Aluminium Piston Alloys//Acta Materialia. 2005. V. 53. P. 4709-4722.
40. Белов Н.А., Авксентьева Н.Н. Анализ пяти-компонентных диаграмм состояния в области составов поршневых силуминов//Изв. вузов. Цветная металлургия. 2005. № 4. C. 47-56.
41. Белов Н.А., Алабин А.Н., Истомин-Кастровс-кий В.В., Степанова Е.Г. Влияние отжига на структуру и механические свойства холоднокатаных листов Al-Zr сплавов//Изв. вузов. Цветная металлургия. 2006. № 2. C. 60-65.
42. Belov N.A., Alabin A.N., Eskin D.G. and Istomin-Kastrovskiy V.V. Optimization of Hardening of Al-Zr-Sc Casting Alloys//Journal of Material Science. 2006. V. 41. P. 5890-5899.
43. Белов Н.А., Хван А.В. Структура и фазовый состав сплавов системы Al-Ce-Cu в области квазибинарного разреза Al-A^CeCuy/Изв. вузов. Цветная металлургия. 2007. № 1. C. 46-51.
44. Белов Н.А., Алабин А.Н. Перспективные алюминиевые сплавы с добавками циркония и скандия//Цветные металлы. 2007. № 2. C. 99-106.
45. Белов Н.А., Белов В.Д. Оптимизация состава
и структуры высокопрочных силуминов//Цвет-ные металлы. 2009. № 2. С. 90-96.
46. Белов Н.А. Количественный анализ фазовой диаграммы Al-Zn-Mg-Cu-Ni в области составов высокопрочных никалинов//Изв. вузов. Цветная металлугия. 2010. № 3. С. 45-52.
47. Белов Н.А., Алабин А.Н., Карачарова Е.Г., Емелина Н.Б. О целесообразности легирования силуминов добавками титана и циркония //Изв. вузов. Цветная металлугия. 2010. № 4. C. 46-52.
48. Belov N.A. Aluminium Casting Alloys with High Content of Zirconium/Proc. 5th Int. Conf. on Al-Alloys and Their Physical and Mechanical Properties (ICAA5). 1-5.07.96. Grenoble, France, Materials Science Forum. 1996. V. 217-222. P. 293-298.
49. Belov N.A., Zolotorevskij V.S. The Effect of Nickel on the Structure, Mechanical and Casting Properties of Aluminium Alloy of 7075 Type/Proc. 8th Int. Conf. on Al-Alloys and Their Physical and Mechanical Properties (ICAA8), 1-5.07.02. Cambridge. UK, Materials Science Forum. 2002. V. 396-402. Part 2. P. 935-940.
50. Belov N.A., Alabin A.N., Istomin-Kastrovskiy V.V. The Influence of Zirconium and Silicon Additions on the Microstructure and Hardening of Al-2 % Mn Sheet Alloys/Proc. ICAA9, Brisbane, August 2004, Materials Science Forum. 2004. P. 1270-1275.
51. Belov N.A., Cheverikin V.V., Eskin D.G. and Turchin A.N. Effect of Al3Ni and Mg2Si eutectic phases on casting properties and hardening of an Al-7 % Zn-3 % Mg alloy/Proc. ICAA10, Vancouver, 9-14 July 2006, Trans Tech. Publications, Ueticon, Zuerich, 2006. P. 413-418.
52. Belov N.A. and Alabin A.N. Microstructure and mechanical properties of Al-Cu-Mn cold rolled sheet alloys//Aluminium Alloys: Their Physical and Mechanical Properties/Ed. J.Hirsch. B.Scrotzki and G.Gottstein//Proc. ICAA11, Germany Aahen, 22-26.09.08. DCM, 2008. P. 1653-1659
53. Добаткин В.И., Елагин В.И., Федоров В.М. Быстрозакристаллизованные алюминиевые сплавы. - М.: ВИЛС, 1995. - 341 с.
54. Елагин В.И. История, услуги и проблемы легирования алюминиевых сплавов переходными металлами//Технология легких сплавов. 2004. № 3. C. 6-29.
55. Белов Н.А., Алабин А.Н. Перспективные алюминиевые сплавы с повышенной жаропрочностью для арматуростроения как возможная альтернатива сталям и чугунам//Арматурост-роение. 2010. № 2. C. 50-54.
