CC BY
39
УДК 669.054.669.715
DOI: 10.24412/0321-4664-2022-2-53-64
ЭФФЕКТИВНЫЕ ТЕХНОЛОГИИ
ДЛЯ ВТОРИЧНЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Валерий Гаврилович Борисов1, докт. техн.наук, Геннадий Александрович Косников2, докт. техн.наук
1 Независимый эксперт, e-mail: vgborisov0@gmail.com
2 Политехнический университет Петра Великого, Санкт-Петербург, Россия
Аннотация. Показана целесообразность применения новых технологий в производстве вторичных алюминиевых сплавов. В их числе литье слитков с МГД-перемешиванием для тиксоформинга, применение плазмы для измельчения ин-терметаллидных фаз и плазмодинамический синтез композиционных материалов.
Ключевые слова: вторичные алюминиевые сплавы, непрерывное литье слитков, тепловая насадка, МГД-перемешивание, тиксоформинг, плазмотрон, метод плазменной инжекции, плазмодинамический синтез, композиционные материалы с алюминиевой матрицей
Efficient Technologies for Secondary Aluminum Alloys. Dr. of Sci. (Eng.) Valery G. Borisov1, Dr. of Sci. (Eng.) Gennady A. Kosnikov2
independent expert, e-mail: vgborisov0@gmail.com
2Peter the Great St. Petersburg Polytechnic University, St. Petersburg, Russia
Abstract. The expediency of application of new technologies in the production of secondary aluminum alloys is shown. Among them are the casting of ingots with MHD mixing for thixoforming, the use of plasma for refining of intermetallic phases, and the plasma-dynamic synthesis of composite materials.
Keywords: secondary aluminum alloys, continuous casting of ingots, heat nozzle, MHD mixing, thixoforming, plasma torch, plasma injection method, plasma dynamic synthesis, aluminum matrix composite materials
Введение
Алюминий и его сплавы являются наиболее распространенными среди цветных металлов и находят все более широкое применение в транспорте, строительстве, упаковке, электротехнике и производстве предметов быта. Благодаря уникальному комплексу свойств они успешно выдерживают конкуренцию со стороны других конструкционных материалов, таких как сталь, бетон, дерево, пластмассы, стекло и др. [1].
Отличительная особенность алюминия, обусловленная нерастворимостью в нем оксида - способность к рециклингу: однажды полученный из руды алюминий может неоднократно без потери свойств переплавляться в виде лома изделий, превращаясь во вторич-
ные сплавы, успешно заменяющие первичный алюминий с экономией 95 % энергии, требующейся для производства металла из руды [2].
В советские времена в Минцветмете функционировала подотрасль вторичного алюминия, включающая более десятка металлургических заводов мощностью от 5 до 220 тыс. т/г. В 1990 г. было произведено 778 тыс. т вторичных алюминиевых сплавов на внутренний рынок и 92 тыс. т сплавов на экспорт, а также поставлено 100 тыс. т скрапа металлургическим заводам, производящим деформируемые сплавы [3]. В последующие три десятилетия недостаточная промышленная активность предприятий, перерабатывающих алюминий в России, и закупки по импорту изделий из
алюминия привели к тому, что для рециклинга стало поступать мало «нового» скрапа в виде отходов с машиностроительных заводов, во вторичные алюминиевые сплавы стали вовлекать главным образом «старый» скрап с преобладанием экспортной составляющей в работе заводов (рис. 1). Основными же отечественными потребителями вторичных алюминиевых сплавов являются: изготовление раскислителей (40 %), фасонное литье (30 %), производство слитков для прессования и прокатки (16 %), изготовление порошков (14 %). Сужение пространства между кривыми на рис. 1 свидетельствует о том, что такая практика ведет к постепенному истощению сырьевой базы вторичного алюминия в стране.
Однако существующему положению со вторичными алюминиевыми сплавами приходит конец. Санкционный режим и прекращающийся импорт промышленных изделий, в том числе из алюминия, принуждают перейти в отечественной экономике к развитию собственного машиностроения с широким использованием в отечественной продукции алюминиевых сплавов, а следовательно, к наращиванию объемов образующихся отходов и возрождению металлургии вторичного алюминия в стране. При этом важно не просто наращивать объемы выпуска вторичных сплавов, но и переводить технологии их производства на качественно другой уровень, позволяющий производить новые композиции сплавов и изделий из вторичного алюминия более высокого класса, что существенно повысит экономическую эффективность рециклинга в целом.
Авторы считают, что в этом отношении может оказаться полезным научный задел их разработок, накопленный к началу этого столетия, но не нашедший реализации из-за спа-
Тыс. т
2000
-2000-2004
^ДГ^^112012 2013 2015 20162017100
Экспорт
Внутреннее потребление
да промышленного производства и превращения отечественной экономики в «бензоколонку» для развитых стран Запада и Китая.
Рассмотрим подробнее эти разработки.
Жидко-твердая формовка деталей конечной формы и отливок с минимальными припусками на механическую обработку [5-8]
С учетом типичного химического состава амортизационного («старого») лома, представляющего собой изделия из алюминиево-кремниевых сплавов, практически на каждом относительно крупном предприятии имеется возможность производить сплавы с содержанием 6-8 % вес. Б1, 0,4-0,6 % Мд и суммарным содержанием примесей 1,5-2,0 %. Структура доэвтектического алюминиево-кремниевого сплава, затвердевающего в обычных условиях (рис. 2), состоит из двух компонентов - ден-дритов а-твердого раствора кремния в алюминии (1,65 % Б1) и эвтектики алюминий-кремний с содержанием 12 % Б1
При содержании в сплаве 7 % Б1 температура солидуса составляет 577 °С, температура ликвидуса 610 °С. Если нагреть сплав до температуры между ликвидусом и солидусом, эвтектика будет жидкой, а дендриты твердого раствора - твердыми. В этом состоянии сплав легко деформируется, однако разветвленные дендриты при этом ломаются, возникают микротрещины, и получить качественное фасонное изделие выдавливанием жидко-твердого сплава с дендритной структурой в пресс-форму
Рис. 1. Изменение по годам поставок вторичного алюминия на экспорт и для внутреннего потребления в России [4]
Рис. 2. Структура сплава А1 - 7 % Б1
Рис. 3. Структура сплава А1 - 7 % Б1, затвердевшего при перемешивании расплава во время кристаллизации
невозможно. Морфологию дендритов можно кардинально изменить за счет перемешивания затвердевающего расплава, в частности, в процессе литья цилиндрического слитка-заготовки. При перемешивании расплава над фронтом затвердевания растущие ветви дендритов смываются движущимся расплавом, твердые частицы становятся зародышами кристаллизации уже в объеме расплава, а дальнейший рост частиц твердого раствора происходит не по дендритному типу. В результате такого механизма затвердевания структура твердого сплава состоит из частиц «вырожденных» дендритов, окруженных эвтектикой (рис. 3). При нагружении сплава с такой структурой, называемой тиксотропной, при температуре между ликвидусом и солидусом происходит проскальзывание частиц твердого раствора по жидкой эвтектике без разрушения частиц. В то же время частицы твердого раствора образуют своеобразный скелет или каркас, что позволяет сохранять форму заготовки для выдавливания в пресс-форму в жидко-твердом состоянии. Выдавливание сплава в пресс-форму не требует больших усилий, поскольку скольжение идет по жидкой фазе. В силу высокой вязкости сплава в жидко-твердом состоянии в процессе заполнения пресс-формы не происходит захлопывания пузырей, заворотов оксидных плен и других нежелательных явлений, свойственных практически всем известным способам литья фасонных изделий.
Таким образом, процесс жидко-твердой формовки (ЖТФ) изделий включает два этапа:
- получение цилиндрического слитка-заготовки из алюминиево-кремниевого сплава с тиксотропной недендритной структурой;
- собственно формовка фасонных изделий в жидко-твердом состоянии сплава выдавливанием заготовки из контейнера в пресс-форму.
Цилиндрический слиток из сплава А1-7 % Э1-0,5 % Мд с тиксотропной структурой был получен литьем в кристаллизатор с тепловой насадкой и магнитогидродинамиче-ским перемешиванием затвердевающего расплава на обычной литейной машине. Слиток определенного диаметра разрезали на заготовки, объем которых соответствовал объему готового изделия.
Заготовки нагреваются в индукционной печи до температуры 595°С в течение 25-30 с, переносятся в контейнер пресса, соединенный каналом с пресс-формой, и выдавливаются в пресс-форму, рабочая полость которой соответствует форме готового изделия.
После формовки и отрезки пресс-остатка изделие подвергают термической обработке по режиму Т6 (закалка на твердый раствор с последующим искусственным старением).
Свойства изделий, полученных методом ЖТФ, определяются двумя факторами: качеством слитков-заготовок для ЖТФ и качеством, формируемым на стадии ЖТФ изделий.
Схема процесса полунепрерывного литья цилиндрических слитков-заготовок с тиксо-тропной структурой для последующей жидко-твердой формовки фасонных изделий показана на рис. 4, процесс литья слитка диаметром 200 мм - на рис. 5.
Расплав алюминиево-кремниевого сплава из раздаточной печи-миксера по желобу поступает к кристаллизатору. На этом пути он фильтруется и рафинируется от неметаллических включений и водорода. Над кристаллизатором находится тепловая насадка высотой 250 мм, окруженная МГД-индуктором для перемешивания расплава над фронтом затвердевания. Наличие МГД-индуктора и относительно высокий столб расплава над фронтом затвердевания является единственным отличием процесса от обычного литья цилиндрических слитков в кристаллизаторы с тепловой насадкой. Мощность МГД-перемешивателя порядка 10 кВт. Параметры структуры слитка определяются
Рис. 4. Схема литья слитков с тиксотропной структурой
температурой расплава в тепловой насадке, направлением и интенсивностью перемешивания расплава над фронтом затвердевания и скоростью литья. С учетом особенностей процесса жидко-твердой формовки основными критериями качества слитка являются:
- равномерность распределения компонентов сплава по сечению слитка;
- морфология зерен твердого раствора;
- мелкодисперсная структура эвтектики.
Рис. 5. Установка полунепрерывного литья слитка (1) с МГД-перемешивателем расплава в кристаллизаторе(2)
Распределение компонентов сплава по сечению слитка обусловлено характером течения расплава вблизи фронта затвердевания. В процессе охлаждения расплава при одновременном перемешивании происходит образование зародышей кристаллизации в виде частиц твердого раствора кремния в алюминии, температура затвердевания которого составляет 610 °С. По мере продвижения расплава к фронту затвердевания доля частиц твердого раствора увеличивается, и расплав вблизи фронта затвердевания представляет собой суспензию с долей жидкой фазы 45-50 %. При перемешивании расплава только в горизонтальной плоскости над фронтом затвердевания у стенок тепловой насадки возникают вихри в вертикальной плоскости, при этом направление движения расплава в этих вихрях определяется направлением перемешивания в горизонтальной плоскости.
Поскольку жидкая фаза представляет собой эвтектику с содержанием кремния около 12 %, а твердая фаза - зерна твердого раствора с содержанием кремния 1,65 %, распределение компонентов по сечению слитка определяется характером движения жидкой и твердой фаз и их распределением непосредственно у фронта затвердевания, где их «мгновенное» положение фиксируется в результате резкого охлаждения в кристаллизаторе. Таким образом, распределение компонентов сплава по сечению слитка может изменяться и регулироваться в зависимости от характера перемешивания расплава в тепловой насадке.
Жидко-твердая формовка изделий осуществляется на оборудовании, подобном машинам литья под давлением.
Формовка изделий в жидко-твердом состоянии сплава позволяет минимизировать усадку в процессе затвердевания, использовать полированные стальные стержни для формирования готовой поверхности внутрен-
Рис. 6. Детали, изготовленные методом жидко-твердой формовки
Рис. 7. Микроструктура слитка диаметром 200 мм из сплава 6061, отлитого со скоростью 110 мм/мин:
а - без перемешивания; б - с перемешиванием при скорости вращения периферийных слоев 3 об./с
них отверстий изделия и, таким образом, минимизировать или исключить необходимость последующей дорогостоящей механической обработки изделия. Именно эта особенность процесса жидко-твердой формовки обеспечивает высокую экономическую эффективность технологического комплекса от расплава до готового изделия при производстве тонкостенных деталей, деталей с протяженными внутренними отверстиями типа главных тормозных цилиндров, деталей подвесок автомобилей, радиаторов, корпусов гаджетов различного типа и т.п. (рис. 6).
Технология литья слитков с перемешиванием затвердевающего расплава в кристаллизаторе в силу характера объемного затвердевания обеспечивает высокое качество структур, а стало быть, повышение всех структурно-чувствительных свойств любых типов широкоинтервальных алюминиево-кремние-вых и деформируемых сплавов. В качестве примера можно привести результаты разра-
ботки МГД-литья слитков диаметром 200 мм из деформируемого сплава 6061. Перемешивание затвердевающего расплава обусловило измельчение зерна в 3-4 раза, получение недендритной структуры слитка и повышение пластических свойств сплава, что позволило сократить количество переходов при горячей штамповке колесных дисков для тяжелых грузовиков с 5 до 3. На рис. 7 показана сравнительная структура слитков из сплава 6061, полученных по обычной технологии (а) и технологии МГД-литья (б).
Композиционные конструкционные материалы на базе вторичных алюминиевых сплавов [9-15]
Известно, что прочностные показатели термически упрочняемых сплавов серий 2ХХХ, 6ХХХ, 7ХХХ, некоторых алюминиево-крем-ниевых сплавов (356, 357) достигаются в результате закалки (растворение компонентов
сплава в твердом состоянии) с последующим старением (выделение из твердого раствора интерметаллидных упрочняющих фаз микро-и наноразмеров). Основным недостатком таких сплавов является низкая термостабильность в условиях повышенных температур и переменных нагрузок, как следствие растворения выделившихся при старении фаз.
Кроме того, алюминиевые сплавы имеют низкую износостойкость, что вынуждает конструкторов двигателей внутреннего сгорания использовать в алюминиевых блоках цилиндров стальные или чугунные гильзы, контактирующие с поршнем.
Как жаропрочность, так и износостойкость алюминиевых сплавов могут быть значительно повышены за счет введения в их структуру микро- и наноразмерных армирующих частиц, обладающих высокой термостабильностью (жаропрочность) и высокой твердостью (износостойкость). Такой материал представляет собой композиционный алюминиевый сплав (КАС). Разработки технологии получения КАС начались около 20 лет назад и в настоящее время активно продолжаются во многих исследовательских организациях и промышленных компаниях во всем мире.
Известно, что ввиду высокой активности расплавленного алюминия к кислороду введение любых порошковых материалов в алюминиевые расплавы представляет сложную техническую проблему из-за образования на поверхности вводимых в расплав частиц плотной пленки оксида алюминия, исключающей контакт вещества частицы и матричного расплава.
Все известные российские и зарубежные центры по разработке новых материалов композиционного типа с упрочнителями в виде частиц высокой прочности и твердости, представляющих собой керамику различного вида (оксиды, карбиды, нитриды металлов и металлоидов) ориентируются исключительно на три способа получения материалов:
1) механическое замешивание предварительно обработанных частиц керамики в маг-нийсодержащие алюминиевые расплавы при температуре жидко-твердого состояния;
2) метод порошковой металлургии, заключающийся в механическом смешении порошков основы материала с порошками упрочня-
ющих частиц керамики с последующим ком-пактированием, дегазацией и прессованием или штамповкой материала;
3) плазменное осаждение (plasma deposition) частиц материала в виде смеси частиц матричного сплава и частиц керамики, в том числе синтезированной в результате плазмо-химических реакций.
Но перечисленные технологические способы имеют существенные недостатки, связанные с высокими производственными затратами и низким металлургическим качеством получаемых продуктов.
Принципиальным отличием и преимуществом технологии синтеза КАС, разработка которой была осуществлена в ВАМИ совместно с Политехническим университетом Петра Великого, является использование для введения порошковых компонентов в матричные алюминиевые расплавы метода плазменной инжекции через плазмотрон специальной конструкции.
Плазмотроны различного вида широко применяются в технике для резки металлов, напыления порошков на поверхность деталей для повышения их износостойкости, ионного травления поверхности металлов и других процессах. Плазмотрон представляет собой достаточно простое устройство в виде камеры с соплом, в которой имеется катодное устройство, а анодом служит стенка камеры плазмотрона. Между катодом и анодом зажигается электрическая дуга, и в камеру подается плаз-мообразующий газ. В зоне дуги газ разогревается до нескольких тысяч градусов и ионизируется, в результате чего скорость истечения ионизированного газа из сопла плазмотрона достигает скорости звука. Корпус плазмотрона и сопло охлаждаются водой (рис. 8).
Если в активную зону плазменного факела подать порошок какого-либо компонента, поверхность частиц будет подвергаться ионному травлению с удалением адсорбированного на их поверхности кислорода. Кроме того, частицы будут нагреваться и разгоняться до скорости газового потока.
Таким образом, применение плазмотрона позволяет реализовать три основных условия введения частиц в матричный расплав - очистку поверхности частиц, необходимую скорость частиц для внедрения их в расплав и нагрев
Анод
Рис. 8. Схема плазмотрона
частиц, необходимый для осуществления реакций синтеза композиционного материала. Равномерное распределение частиц в объеме синтезируемого материала обеспечивается электромагнитным перемешиванием расплава в процессе инжекции компонентов. Схема установки синтеза КАС показана на рис. 9.
Процесс синтеза композиционных материалов с металлической матрицей был нами реализован на крупнолабораторной установке (рис. 10).
Мы получили композиционные материалы на основе алюминиевых сплавов, в том числе новые материалы, производство которых известными методами невозможно.
К таким материалам относятся композиты типа «металл - металл», получаемые инжек-цией частиц железа, хрома, циркония и других малорастворимых металлов в алюминиевый расплав при температуре, близкой к температуре затвердевания матричного расплава. В результате химических реакций в матричном расплаве образуются частицы интерме-таллидных фаз - упрочнителей с управляемой морфологией и величиной частиц фаз, что позволяет получать материалы с заданной структурой и свойствами.
Плазмотроны обеспечивают возможность введения любых порошковых материалов в различные применяемые матричные металлические расплавы, в том числе и из вторичного сырья. Поэтому технология является универсальной и может быть использована для производства композиционных материалов широкого ассортимента на любой основе.
Все материалы, которые могут быть получены методом плазменной инжекции порош-
Рис. 9. Схема установки синтеза КАС
Рис. 10. Общий вид установки синтеза КАС
ковых компонентов в матричные расплавы, можно разделить на 3 группы:
1. Композиционные материалы на металлической основе, представляющие собой сплавы, в том числе алюминиевые, упрочненные частицами карбида кремния, оксида алюминия и другими неметаллическими частицами размером от нескольких до десятков микрон (КММп), рис. 11.
2. Композиционные материалы на металлической основе, представляющие собой как известные, так и новые сплавы, в том числе алюминиевые, упрочненные неметаллическими частицами нанометрических размеров (КММнп), рис. 12.
3. Новые материалы композиционного типа, представляющие собой алюминиевые сплавы, упрочненные частицами интерметаллид-ных соединений эндогенного происхождения (КММип), рис. 13.
Возможно получение материалов комбинированного типа, например 2- и 3-й групп. КММп - это уже хорошо известные на рынке материалы, например под названием йига!сап®, выпускаемые фирмой йига!сап, Канада. КММп отличаются высокой износостойкостью и повышенным модулем упругости. Получаются материалы методом механического замешивания порошка БЮ в матричный расплав. Длительность процесса замешивания (45-60 мин) объясняется необходимостью механического удаления оксидной плены с поверхности замешиваемых частиц и обусловливает весьма высокую стоимость материала. По этой причине материалы типа йига!сап не находят широкого применения в промышленности.
Технология синтеза методом плазменной инжекции компонентов в матричный расплав обеспечивает получение КММп со свойствами и качеством на уровне известных материалов, при этом производственные затраты ниже, чем при использовании других технологий.
Материалы типа КММнп содержат в своей структуре тугоплавкие неметаллические частицы керамики нанометрических размеров, которые являются наиболее эффективными компонентами структуры, обеспечивающими повышение предела прочности материала при комнатной и повышенной температурах. Важно подчеркнуть, что эффект повышения
Рис. 11. Микроструктура композиционного материала на основе алюминиево-кремниевого сплава с 15 % мас. БЮ, х100
Рис. 12. Структура композиционного материала А1-4,7 % Си-4,7 % Рер- 1 % М1(Т1СхМу02)р
Рис. 13. Структура композиционного материала А1-4,5 % Си-6 % Рер, ХЮ0
предела прочности алюминиевых сплавов на 25-30 % достигается уже при объемном содержании частиц не более 0,1 %.
При введении частиц оксикарбонитрида титана размером 100-500 нм при их содержании 0,1 % об. предел прочности сплава А1-7 % Б1-0,5 % Мд-2 % и в сравнении со сплавами аналогичного состава, не содержащими ультрадисперсных частиц, увеличивается на 2025 %, а при температуре 350 °С возрастает почти вдвое (рис. 14, 15).
Наиболее сложной проблемой производства КММнп, в особенности на основе алюминиевых сплавов, является проблема введения в матричные расплавы частиц, имеющих на-нометрические размеры. К настоящему времени известен только один способ введения таких частиц в алюминиевые сплавы путем
200 250 300
Температура испытаний, °С
Рис. 14. Свойства сплава A357(Cu/TiCxNyOz)KM
1,8
1,7
1,6
Г-«о 1,5
у
Í/J н 1,4
у 1,3
и 1,2
1,1
1,0
0,9
0,8
-•- [A357 + 1 % Ni(Ti;[N),Oz)]-T6 [A357 + 2,4 % Cu(TixN>,Oz)]-T6 [А357 + 0,9 % Ni]-T6 A357-T6
у s
/ У
г _ > X 1
i-- ? 1 1 S 1
i i i i i i i
0 50 100 150 200 250 300 350 400 Температура, "С
Рис. 15. Сравнительное влияние меди, никеля и армирующих комплексов на их основе на прочность сплава А357
смешивания порошковых компонентов (механическое легирование) с последующими операциями компактирования, дегазации и спекания, однако в связи с высокими производственными затратами этот метод применяется в ограниченных масштабах только в авиакосмической промышленности.
Материалы типа КММнп получают плазменной инжекцией в матричный расплав частиц металлов - компонентов матрицы, в которые предварительно введены частицы керамики нанометрических размеров. Эта операция производится по известной технологии совместной обработкой порошков в аттриторах или вибромельницах.
Попадая в матричный расплав, металлические частицы-носители растворяются, освобождая дисперсные частицы керамики. Благодаря перемешиванию матричного расплава в процессе синтеза бегущим магнитным полем частицы керамики равномерно распределяются по объему матричного расплава. Реализация процесса синтеза в жидкофазном состоянии матрицы обусловливает высокое качество материала по пористости и оксидным включениям по сравнению с методом механического легирования, возможность переплава материала без потери свойств и использования в производстве изделии всех известных технологий литья и последующей обработки. Кроме того, метод плазменной инжекции позволяет в несколько раз снизить производственные затраты и получать материалы, стоимость которых приближается к стоимости промышленных сплавов (см. таблицу).
КММип - это новые материалы на алюминиевой основе, которые могут быть получены только методом плазменной инжекции компонентов в матричные расплавы. Они представляют собой алюминиевые сплавы, упрочненные частицами интерметаллидных фаз заданного содержания, состава, свойств, размеров и морфологии. Синтез таких материалов осуществляется путем инжекции с помощью плазмотрона твердых металлических частиц заданного состава, нагретых до определенной температуры, в матричный расплав, имеющий заданный химический состав и соответствующую температуру. При этом металлические компоненты могут вводиться в виде частиц сплавов, интерметаллидов заданной
Свойства полученных по описываемой технологии КАС в сравнении с лучшими мировыми аналогами
Сплав Временное сопротивление 0в, МПа
Температура испытаний, °С
20 200 300 350
Мировые аналоги 400 320 140 110
Ожидаемые свойства 450 350 160 125
Достигнутые свойства А357(М/ТЮхМуОг)км 410 325 225 175
А357(810)км 390 - - 160
А357(А!2О3)км 405 - - 165
стехиометрии или смеси порошков различных металлов. В результате взаимодействия веществ инжектируемых компонентов и матричного расплава в определенных температурных условиях образуются частицы интерме-таллидных фаз, при этом их состав, величина и морфология могут прогнозироваться методами компьютерного термодинамического моделирования процесса синтеза с использованием термодинамических баз данных и соответствующего программного обеспечения.
Свойства композиционных материалов определяются свойствами матричного сплава, свойствами упрочняющих частиц и взаимодействием веществ матричного сплава и частиц при нагружении материала или нахождении его в определенной химической среде. Свойства матричных сплавов, а также большого количества интерметаллидных фаз, в частности алюминий содержащих, к настоящему времени известны, свойства других необходимо исследовать, но так или иначе открывается возможность реализации управляемого синтеза материалов с заданными свойствами. К таким свойствам применительно к материалам типа КММип можно отнести: высокую износостойкость за счет высокой твердости некоторых интерметаллидных фаз, например алюмини-дов железа; высокую жаропрочность за счет высокой термостабильности структур материалов, формирование которых происходит при температурах, близких к температуре затвердевания; высокую прочность за счет прочности матричного сплава, которая может быть повы-
шена дополнительно введением одновременно с металлическими компонентами ультрадисперсных частиц керамики. Материалы с такими свойствами целесообразно применять, прежде всего, в автомобильной промышленности для изготовления деталей моторной группы, тормозных систем, трансмиссии, а также в двигателестроении.
Исследование материала на основе алюминия, упрочненного алюминидами железа (при 6,2 % Ре объемное содержание ин-терметаллидов составляет около 18 % при почти полном отсутствии в структуре частиц алюминидов железа иглообразной формы), показало, что, несмотря на столь высокое содержание железа, материал даже в литом состоянии обладает достаточно высокой пластичностью (относительное удлинение составляет 8-10 %), а это предопределяет возможность использования его для изготовления различных деталей известными методами. Пластические свойства материала объясняются малой величиной и благоприятной морфологией фаз А13Ре. В то же время материал в силу высокой твердости фаз А13Ре обладает износостойкостью, сопоставимой с износостойкостью композиционных материалов на основе алюминиевых сплавов, упрочненных частицами карбида кремния, но не обладает абразивностью, а его применение не связано с необходимостью замены материалов сопряженных деталей на материалы, стойкие к абразивному износу. Структура такого материала представлена на рис. 13.
Были проведены экспериментальные работы по синтезу композиционного материала состава А!-Ре-Ы1 методом плазменного инжектирования смеси порошков железа и никеля в соотношении 1:1 в количестве 5 % мас. в матричный алюминиевый расплав. В результате реакций между матричным металлом, железом и никелем в структуре материала получены тройные интерметаллидные соединения А!хРеуЫ1г в виде частиц фаз высокой твердости, в основном, тетрагональной сингонии (рис. 16), что подтверждает возможность синтеза таких материалов заданного состава и свойств, которые извест-
Рис. 16. Структура композиционного материала А1 -2,5 % Ре - 2,5 % N1, ХЮ0
ными методами не могут быть получены. Важно отметить, что размеры интерметаллидных фаз существенно меньше вводимых в расплав.
На крупнолабораторной установке мы синтезировали материалы на алюминиевой основе всех упомянутых выше видов композиционных материалов и сплавов.
Была создана установка и реализован процесс комбинированного синтеза и полунепрерывного литья с МГД-перемешиванием слитков диаметром 200 мм из композиционных материалов системы алюминиево-кремниевый сплав - частицы карбида кремния (рис. 17).
Рис. 17. Опытно-промышленная установка совмещенного синтеза КАС и полунепрерывного литья слитков диаметром 200 мм (внизу слева)
В этом варианте при использовании широкоинтервальных матричных сплавов алюминий - кремний получаются слитки КАС с недендритной тиксотропной структурой, пригодные для получения изделий методом жидко-твердой формовки.
Наиболее широко в двигателестроении используются алюминиево-кремниевые сплавы, поэтому силумины являются базовыми для разработки на их основе композиционных, в том числе наноструктурированных конструкционных сплавов с комплексом свойств по жаропрочности и износостойкости, необходимым для перспективных образцов техники. При соответствующей шихтовке вторичные сплавы могут успешно использоваться в качестве матричных для получения широкой номенклатуры КАС и изделий из них с уникальным комплексом свойств для новых образцов ДВС и другой техники.
Заключение
Проблемы качества и свойств вторичных алюминиевых сплавов связаны не столько с высоким содержанием примесей железа, марганца и других примесей, сколько с величиной и морфологией интерметаллидных фаз, образующихся в процессе затвердевания в обычных процессах литья. Результаты разработок авторов и анализ мирового опыта показывают, что уже в настоящее время существуют методы эффективного управления процессами структуро-образования сложных, в том числе вторичных алюминиевых сплавов. Это, прежде всего, реализация процессов затвердевания с МГД-перемешиванием затвердевающего расплава, применение локальных кратковременных перегревов расплавов в жидко-твердом состоянии высокотемпературным плазменным факелом для измельчения интерметаллидных фаз и плазмодинамический синтез композиционных материалов на основе вторичных сплавов.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Остерманн Ф. Технология применения алюминия / Пер. с нем. под ред. Борисова В.Г. и Локши-на М.З. М.: АПРАЛ, 2019. 870 с.
2. Шмитц К. Рециклинг алюминия. Справ. рук-во / Пер. с англ. под ред. Макарова Г.С. М.: АЛЮСИЛ МВиТ, 2008. 528 с.
3. Войтенко И.И. Состояние производства вторичного алюминия // Тр. Международного семинара «Рециклинг алюминия». 20-22 марта 2002. М.: АЛЮСИЛ, 2002 [Электронный ресурс].
4. Макаров Г.С. Актуальные проблемы рециклинга алюминия в России //Технология легких сплавов. 2018. № 4. С. 113-119.
5. Борисов В.Г. Управление структурой и свойствами алюминиевых сплавов в условиях специальных способов литья// Литейное производство. 2000. № 7. С. 39-41.
6. Косников Г.А., Романов А.В., Колесов С.С. Получение опытной отливки с использованием тиксотех-нологии в производственных условиях // В сб.: Литейное производство сегодня и завтра. Тез. докл. всерос. науч.-практ. конф. СПб.: СПбГПУ 2002. С. 36-39.
7. Косников Г.А., Колесов С.С. О возможности расширения номенклатуры алюминиевых сплавов для тик-соформовки // Литейщик России. 2007. № 4. С. 28-31.
8. Косников Г.А., Колесов С.С. Влияние МГД-перемешивания на структуру сплавов, обрабатываемых в твердожидком состоянии // В сб.: Труды VII съезда литейщиков России. Т. 1. Новосибирск: 2005. С. 298-303.
9. Borisov V., Borisenko L., Ivanchenco A., Kalu-zhsky N., Bogdanov A., Rapoport V., Belousov N.
Method for Production of Metal Base Composite Material. Cc: USA Patent 5,305,817 of Apr.26. 1994.
10. Борисов В.Г., Казаков А.А. New Method for Synthesis of Metal Matrix Composites// ALUMITECH'97, Aluminum Association. Atlanta, GA, USA, 1997. Р. 191-203.
11. Борисов В.Г., Казаков А.А. Новые материалы композиционного типа на алюминиевой основе для машиностроения// Цветные металлы. 1997. № 4. С. 71-73.
12. Borisov V.G., Kazakov A.A. Aluminum Composite Materials with Thixotropic Structure// 5th International Conference on Semi-Solid Processing of Alloys and Composites. Golden, Colorado USA. 1998. P. 539-548.
13. Пат. 2144573 РФ. Устройство для введения мелкодисперсных компонентов в матричный металлический расплав / Борисов В.Г., Борисен-ко Л.П., Иванченко А.В., Калужский Н.А. Опубл. 20.01.2000.
14. Борисов В.Г. Разработка технологии плазменного синтеза алюминиевых сплавов композиционного типа//Металлург. 2008. № 11. С. 102-106.
15. Косников Г.А., Борисов В.Г. Перспективные направления создания металломатричных литейных и деформируемых композиционных материалов нового поколения // Тр. 8-й научно-практической конференции «Литейное производство сегодня и завтра». СПб. 2010. С. 64-75.
REFERENCES
1. Ostermann F. Tekhnologiya primeneniya alyuminiya / Per. s nem. pod red. Borisova V.G. i Lokshina M.Z. M.: APRAL, 2019. 870 s.
2. Shmitts K. Retsikling alyuminiya. Sprav. ruk-vo / Per. s angl. pod red. Makarova G.S. M.: ALYUSIL MViT, 2008. 528 s.
3. Voytenko I.I. Sostoyaniye proizvodstva vtorichnogo alyuminiya // Tr. Mezhdunarodnogo seminara «Retsikling alyuminiya». 20-22 marta 2002. M.: ALYUSIL, 2002 [Elektronnyy resurs].
4. Makarov G.S. Aktual'nyye problemy retsiklinga aly-uminiya v Rossii //Tekhnologiya lyugkikh splavov. 2018. № 4. S. 113-119.
5. Borisov V.G. Upravleniye strukturoy i svoystvami alyu-miniyevykh splavov v usloviyakh spetsialnykh sposo-bov litya// Liteynoye proizvodstvo. 2000. № 7. S. 39-41.
6. Kosnikov G.A., Romanov A.V., Kolesov S.S. Po-lucheniye opytnoy otlivki s ispolzovaniyem tiksotekh-nologii v proizvodstvennykh usloviyakh // V sb.: Litey-noye proizvodstvo segodnya i zavtra. Tez. dokl. vseros. nauch.-prakt. konf. SPb: SPbGPU, 2002. S. 36-39.
7. Kosnikov G.A., Kolesov S.S. O vozmozhnosti rasshi-reniya nomenklatury alyuminiyevykh splavov dlya tik-soformovki // Liteyshchik Rossii. 2007. № 4. S. 28-31.
8. Kosnikov G.A., Kolesov S.S. Vliyaniye MGD-peremeshivaniya na strukturu splavov, obrabatyvay-emykh v tverdozhidkom sostoyanii // V sb.: Trudy VII syezda liteyshchikov Rossii. T. 1. Novosibirsk: 2005. S. 298-303.
9. Borisov V., Borisenko L., Ivanchenco A., Kalu-zhsky N., Bogdanov A., Rapoport V., Belousov N.
Method for Production of Metal Base Composite Material. Cc: USA Patent 5, 305, 817 of Apr. 26. 1994.
10. Borisov V.G., Kazakov A.A. New Method for Synthesis of Metal Matrix Composites// ALUMITECH'97, Aluminum Association. Atlanta, GA, USA, 1997. R. 191-203.
11. Borisov V.G., Kazakov A.A. Novyye materialy kom-pozitsionnogo tipa na alyuminiyevoy osnove dlya mashinostroyeniya// Tsvetnyye metally. 1997. № 4. S. 71-73.
12. Borisov V.G., Kazakov A.A. Aluminum Composite Materials with Thixotropic Structure// 5th International Conference on Semi-Solid Processing of Alloys and Composites. Golden, Colorado USA. 1998. P. 539-548.
13. Pat. 2144573 RF. Ustroystvo dlya vvedeniya melko-dispersnykh komponentov v matrichnyy metalliches-kiy rasplav / Borisov V.G., Borisenko L.P., Ivanchen-ko A.V., Kaluzhskiy N.A. Opubl. 20.01.2000.
14. Borisov V.G. Razrabotka tekhnologii plazmennogo sinteza alyuminiyevykh splavov kompozitsionnogo tipa//Metallurg. 2008. № 11. S. 102-106.
15. Kosnikov G.A., Borisov V.G. Perspektivnyye na-pravleniya sozdaniya metallomatrichnykh liteynykh i deformiruyemykh kompozitsionnykh materialov novogo pokoleniya //Tr. 8-y nauchno-prakticheskoy konferentsii «Liteynoye proizvodstvo segodnya i zavtra». SPb. 2010. S. 64-75.
