CC BY
41
УДК 669.018:621.762
К. В. Левочко, А. Ф. Санин, А. Ф. Леднянский
ДИСПЕРСНОУПРОЧНЕННЫЙ ПОРОШКОВЫЙ АЛЮМИНИЕВЫЙ СПЛАВ
Представлены результаты исследований дисперсноупрочненного сплава на основе алюминия, легированного дополнительно железом в количестве до 0,9 %, получаемого с использованием методов порошковой металлургии. Упрочняющие интерметаллидные фазы выделяются из твердого раствора при термической и термомеханической обработке заготовок из порошка сплава, полученного распылением расплава водой высокого давления. Образование аномально пересыщенного твердого раствора обусловлено высокими скоростями охлаждения при кристаллизации капель расплава. Механические свойства сплава находятся на уровне свойств сложнолегированных высокопрочных алюминиевых сплавов.
Введение
Основными возможностями повышения прочности металлов являются (по А.А. Бочвару [1]): хо -лодное деформирование; сплавление с компонентами, которые входят в твердый раствор на основе решетки основного металла; получение высокодисперсной смеси фаз путем закалки сплава на пересыщенный твердый раствор с последующими упрочняющим отпуском или старением; введение в состав сплава компонентов, которые образуют в процессе кристаллизации новую, более твердую фазу в виде сетки по границам зерен основной фазы. Даже если все эти факторы действуют одновременно, то эффект упрочнения реализуется при температурах не выше 0,4Тт. Упрочнение с использованием дисперсных выделений сохраняется до 0,7Тт., и повышение рабочих температур до 0,8ТШ. может быть обеспечено за счет дополнительного усложнения состава и строения выделяющихся фаз.
Устранение разрыва между требованиями современной техники к конструкционным материалам и возможностями классических сплавов может быть достигнуто при использовании дисперсноуп-рочненных сплавов, основная роль в упрочнении которых принадлежит структурным факторам [2, 3]. Перспективным направлением получения высокопрочных алюминиевых сплавов является дополнительное их легирование переходными металлами. В алюминиевых сплавах традиционного производства переходные металлы, к которым относится и железо, обычно не используются в качестве легирующих элементов, либо их содержание очень мало. Это связано с образованием при кристаллизации грубых интерметаллидных фаз, которые не растворяются при последующей термической обработке и, располагаясь преимущественно на границах зерен, обусловливают снижение прочности (и коррозионной стойкости) сплава.
Применение методов порошковой металлургии позволяет изменить принцип легирования алюми-
© К. В. Левочко, А. Ф. Санин, А. Ф. Леднянский, 2007
ниевых сплавов с целью реализации эффекта дисперсного упрочнения. Технология изготовления сплава и деталей должна, вероятно, базироваться на использовании предварительно легированных переходными металлами порошков, полученных в условиях высоких скоростей охлаждения в процессе кристаллизации. Такие порошки могут быть получены путем распыления расплава сплава внешними энергоносителями, например водой. В процессе кристаллизации жидких металлических капель с высокой скоростью (скорость охлаждения до 106 К/с) может образовываться аномально пересыщенный твердый раствор железа в алюминии. При последующей обработке в материале будет формироваться высокодисперсная интерметаллид-ная фаза. При этом следует ожидать, что интерме-таллиды будут достаточно равномерно распределены в теле зерна.
Целью исследований, некоторые результаты которых представлены в данной работе, являлось установление закономерностей формирования структуры и свойств алюминиевого сплава, легированного дополнительно железом и марганцем в количестве менее 1 %, при его получении с использованием методов порошковой металлургии.
Материал и методы исследований
Исследован сплав следующего химического состава (в масс. %): медь - 0,34......0,40 %, кремний -
0,75......0,9 %, магний - 1,27......1,33 %, марганец
- 0,10......0,20 %, железо - 0,45......0,90 %, алюминий - основа. Содержание железа соответствует доэвтектическому и эвтектическому составам системы Al-Fe.
Порошки сплава получены распылением расплава водой давлением 9......11 МПа, температура расплава перед распылением составляла
850......1100 °С. После распыления порошок осу-
шивался при комнатной температуре.
Микроструктуру и морфологию частиц порошков изучали с использованием оптических микро-
скопов МИМ-8М, ЫеоЮ-2; микроструктуру компактных материалов - оптических микроскопов МИМ-8М, ЫеоЮ^ после травления в реактиве Келлера и растворе ЫаОИ, а также с использованием электронной микроскопии методом "на просвет". Плотность компактного материала определяли методом гидростатического взвешивания, твердость - на приборах Бринелля и Роквелла. Прочность на разрыв и пластичность исследовали на разрывной машине МУП-20 при нагрузке 5 т и скорости движения активного захвата 0,042 мм/с, ударную вязкость - на маятниковом копре МК-30. Изготовление образцов и проведение испытаний осуществляли в соответствии с ГОСТ 27047-80, ГОСТ 1497-84, ГОСТ 9454-80.
Результаты и обсуждение
Распыление струи расплава водой позволило получить достаточно дисперсный порошок, медианный диаметр частиц находился в пределах 85......95 мкм. Частицы имеют неправильную форму, значительно отличающуюся от сферической, и развитую поверхность, что способствует высокой активности порошка при последующей обработке. Гранулометрический состав и форма частиц существенно зависят от параметров распыления - давления воды и, особенно, температуры расплава. Поверхность частиц покрыта слоем тонкой аморфной гидрооксидной пленки, состав, морфология и толщина которой зависят от условий формирования, что показано в [4].
С целью получения компактного материала, порошки после осушки обрабатывались по двум основным технологическим схемам. Первая содержала холодное прессование порошка до плотности около 75 %, вакуумное спекание-дегазацию, холодное прессование до плотности около 99 %, термическая обработка ( закалка, старение). Во второй схеме плотные заготовки подвергались дополнительно горячему экструдированию с коэффициентом вытяжки, равным 25. Относительно высокая пористость заготовок после первого прессования обусловлена необходимостью отвода паров воды, адсорбированной на поверхности частиц порошка после распыления и осушки, и газообразных продуктов восстановления гидрооксидных пленок.
Механические свойства материала, полученного по первой и второй технологическим схемам, сравнивали со свойствами порошкового сплава 601АВ фирмы А1соа, который имеет примерно такой же химический состав и изготовлен по аналогичной технологической схеме, и серийного сплава АД33.
Установлено, что опытный сплав имеет высокое значение работы разрушения и поэтому может быть использован как конструкционный порошковый материал для изготовления деталей с использованием методов порошковой металлургии (табл. 1).
Свойства исследуемого сплава мало уступают свойствам деформированного сплава АД33.
Таблица 1 - Механические свойства порошковых алюминиевых сплавов, полученных по первой технологической схеме
Марка Прочность, МПа Пластичность, %
сплава Ъ0,2 8 V
601 АВ Alcoa 269 148 1,7
Опытный сплав 260-275 170-190 4,8-7,2 11,5-13,0
Известно, что хрупкое разрушение вызвано в первую очередь состоянием межзеренной поверхности. Для алюминиевых порошковых сплавов характерно наличие оксидов и неметаллических примесей на поверхности частиц порошка, которые имеют большое влияние на процессы разрушения. Сопоставление результатов объясняет зависимость работы разрушения от технологических параметров изготовления порошка. Высокая пластичность сплава наблюдается в случае, когда исходные частицы имеют развитую поверхность с тонкой аморфной гидрооксидной пленкой, которая после дегазации превращается в сверхтонкую хрустальную пленку оксида.
При холодной деформации дегазированного брикета поверхность таких частиц испытывает высокие деформации и значительные смещения относительно поверхностей соседних частиц, что приводит к разрушению пленок оксидов и холодной сварке открывшихся ювенильных поверхностей. Подтверждением этого является также установленный факт, что если поверхность частиц не развита, то свойства пластичности крайне низкие (это является результатом малых относительных перемещений).
Большой запас пластичности, который связан с относительно небольшим объемным содержанием упрочняющей фазы, позволяет путем деформации и термической обработки заготовок сформировать в материале стабильную дислокационную субструктуру и добиться многократного, по сравнению с исходной заготовкой, повышения прочности. Деформация и термообработка играют особенную роль в формировании свойств дисперсноуп-рочненного материала. Это объясняется тем, что в присутствии упрочняющих частиц уже при малых деформациях дислокации зарождаются во многих системах скольжения, поэтому распределение дислокаций равномерно. Кроме того, присутствие частиц второй фазы приводит к уменьшению длины свободного пробега дислокаций, что препятствует
- 0219яшВестникя)вигателестроенияя1 1/т007 # 147 -
скоплению дислокаций одного знака, именно из которых формируются зерна с повышенной разо-риентацией. Накопленная при деформации энергия, лишь частично (~ 10 %) уменьшается при рекрис-таллизационном отжиге, либо в процессе отжига формируется не система большеуглових границ, а ячеистая субструктура, стабилизированная дисперсными упрочняющими частицами. Именно наличие такой субструктуры и обусловливает повышение прочности в дисперсноупрочненных сплавах как при низких, так и при высоких температурах.
Учитывая сказанное выше, была изучена возможность получения сплава по второй технологической схеме, а именно, с использованием горячего деформирования.
Плотность материала, его электропроводность и теплопроводность составляют 2720 кг/м3, 0,44 Омм, 142,0 Вт/мК и соответствуют характеристикам деформированных стандартных сплавов данной системы.
На образцах, изготовленных из прутков и полос, исследованы механические и физические свойства сплава. Механические свойства сплава оценивали на продольных образцах с диаметром рабочей части 5 мм после термической обработки по режимам, которые рекомендуются для стандартных прессованных полуфабрикатов. Модельный порошковый сплав системы А!-Б1-Мд-Си по прочности превосходит стандартный сплав данной системы АД33 примерно на 60 % (табл. 2) и соответствует высокопрочным порошковым сплавам.
Исследования микроструктуры материала проведены на образцах после разных этапов технологического процесса изготовления. В образцах, исследованных после отжига при 420 °С обнаружены лишь крупные выделения интерметаллидов, которые скапливаются в основном на границах зерен (рис. 1). Микроструктура образцов после закалки от 510 °С изменяется в зависимости от содержания железа в сплаве. Для сплава, близкого по составу к эвтектическому, характерно равномерное распределение выделений (рис. 2, а). В доэв-тектических сплавах наблюдаются объемы материала, которые свободны от выделений (рис. 2, б). Горячее деформирование обусловливает образо-
Таблица 2 - Механические свойства полуфабрикатов из алюминиевых сплавов
Марка Прочность, МПа Пластичность, %
сплава ^0,2 8 ¥
Опытный сплав 435-450 395-405 8,6-10,8 21,0-24,0
АД-33 270 230 10,0 -
АК6 430-450 370 10,0-10,4 19,5-20,5
В95 480-490 350 7,2-8,6 13,0-17,0
вание структуры, для которой характерна высокая плотность дислокаций (рис. 3, а). После закалки наблюдается ячеистая субструктура, границы которой "закреплены" частицами (рис. 3, б).
Следует также отметить, что исследования коррозионной стойкости полученного сплава, проведенные в среде с влажностью 95 % при температуре 35 °С в течение 45 суток не выявили ее снижения по сравнению с серийным сплавом АД33.
а
б
Рис. 1. Микроструктура сплава после отжига при температуре 420 °С: а - х 8000; б - х 19000
б
Рис. 2. Микроструктура сплава после закалки от температуры 510 °С: а - содержание железа 0,87 %; б - 0,69 %; х 14000
б
Рис. 3. Микроструктура сплава после горячей деформации и закалки: а - после горячей деформации; б - после закалки; х 19000
Выводы
Таким образом, установлена возможность получения экономнолегированного сплава на основе алюминия, легированного дополнительно железом, обладающего высокими механическими свойствами. Увеличение прочности по сравнению со сплавом аналогичного химического состава, не содержащим железо, достигает 60...70 %.
Для производства сплава необходимо исполь-
зовать методы порошковой металлургии, содержащие холодное и горячее деформирование заготовок, изготовленных из порошков, полученных распылением водой предварительно легированных расплавов. Высокая скорость охлаждения при кристаллизации обусловливает отбразование пересыщенного твердого раствора. В процессе последующей термической и термомеханической обработки происходит выделение из твердого раствора дисперсных упрочняющих интерметаллидных фаз, равномерно распределенных в матрице.
Перечень ссылок
1. Бочвар А.А. Металловедение. - М.: Металлур-гиздат, 1956. - 495 с.
2. Портной К.И., Бабич Б.Н. Дисперсноупроч-ненные материалы. - М.: Металлургия, 1974. - 200 с.
3. Физическое металловедение. Под ред. Р. Кана / Пер. с англ. Н.Т. Чеботарёва. - М.: Мир, 1968, вып. 3. - 484 с.
4. Левочко К.В., Леднянский А.Ф. Исследование процессов образования гидрооксидных пленок на поверхности водораспыленных алюминиевых порошков // Космiчна наука i технолопя. -2005. - Т. 11, № 1. - С. 48-50.
Поступила в редакцию 26.01.2007
Наведено результати досл'джень дисперснозм1цненого сплаву на основ1 алюм1н1ю, ле-гованого додатково зал ¡зом у к1лькост1 до 0,9 %, який виготовлено з використанням метод1в порошково!металургп. Зм ¡цнююч i ¡нтерметал1дн1 фази вид1ляються з твердого розчину пд час термiчноl та термомеханiчноl обробки заготiвель з порошку сплаву, отриманого розпиленням розплаву водою високого тиску. Утворення аномально переси-ченого твердого розчину обумовлено високими швидкостями охолодження при кристалi-зацн крапель розплаву. Механiчнi властивостi сплаву знаходяться на р'вн властивостей складнолегованих високомiцних алюмiнieвих сплавiв.
Results of researches of dispersion hardened alloy with aluminium base additionaly alloyed with iron in amount of up to 0,9 % produced by the method of powder metallurgy are presented. Hardening intermetallide phases precipitate from a solid solution while thermal and termo-mechanical treatment of billets made from powered alloy and obtained through sputtering the smelt with water of high pressure. The formation of anomalous over-saturated solid solution is conditioned by high cooling rates when crystallization of smelt drops. Mechanical properties of alloy are in agreement with properties of complexalloyed high-strength aluminium alloys.
—0т19яянЬестникяИвигателестроенияЯ 1/т007
- 149 -
