CC BY
12
МЕТАЛЛУРГИЯ ГРАНУЛ. КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ
УДК 621.74043:669.018.28
ИССЛЕДОВАНИЕ СВОЙСТВ ЛИТЕЙНЫХ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ СИСТЕМЫ АЛЮМИНИЙ - ТИТАН
С.Л. Никитин, докт. техн. наук, О.Е. Осинцев, докт. техн. наук, В.А. Московский (moskovskiy_valeriy@mail.ru), В.О. Быковщенко
(МАТИ-РГТУим. К.Э. Циолковского)
Проведены исследования по разработке технологических параметров и определению механических свойств литейных алюмотитановых композитов. Упрочни-телем в данном материале являются мелкодисперсные частицы интерметалли-да ИА1з, которые образуются в расплаве чистого алюминия при замешивании титановой губки. В качестве матрицы данного материала может использоваться чистый алюминий или сплавы на его основе.
Ключевые слова: литейные алюмотитановые композиты, дисперсное упрочнение, механические свойства.
Study of Properties of Aluminium-Titanium System-Based Cast Composite Materials. S.L. Nikitin, O.Ye. Osintsev, V.A. Moskovskiy, V.O. Bykovschenko.
This article covers studies on determination of mechanical properties and development of process parameters of cast aluminium-titanium composite production. Structure reinforcement is provided by TiAl3 intermetallics fine particles which are formed just in the pure aluminium melt during addition of titanium sponge. Pure aluminium or its alloys can be used as a matrix of such material.
Key words: cast aluminium-titanium composites, fine particle reinforcement, me- -ЙЙ-
chanical properties.
Используемые в данное время легкие сплавы достигли своей конструкционной прочности, в связи с чем их дальнейшее упрочнение путем легирования, пластической деформации и термохимической обработки сопровождается повышением склонности образцов к хрупкому разрушению, снижению предела усталости и ударной вязкости. Наиболее перспективным способом решения поставленных современным производством задач является создание композиционных материалов. Среди большого многообразия способов получения последних как крайне эффективный стоит отметить создание литейных композитов с металлическими матрицами. В них сочетаются сильные стороны конструкционных металлических материалов с достоинствами композитов в целом, а применение жидкофазных методов получения деталей дает ряд технологических преимуществ и существенную экономию средств.
Объекты и методы исследования
Объект данного исследования - алюмоти-тановый литейный композит. Упрочнителем в нем, как было установлено в ходе исследования, являются мелкодисперсные частицы интерметаллида Т1А1з, которые образуются в расплаве чистого алюминия при замешивании титановой губки (использовалась измельченная губка марки ТГ-100). В качестве матрицы может быть использован чистый алюминий или сплавы на его основе.
Для приготовления всех опытных сплавов использовали электрическую печь сопротивления мощностью 2 кВт, входящую в состав экспериментальной установки, с выемным графито-шамотным тиглем емкостью 5 марок. При определенной температуре в расплав чистого алюминия с помощью импеллерной установки замешивались частицы губчатого титана, предварительно прокаленные для удаления адсорбционной влаги. Температура
замешивания наполнителя в матричным сплав варьировалась в пределах 680-780 °С. Время замешивания 1-20 мин. Время выдержки расплава после замешивания изменялось от 0 до 30 мин (с интервалом через 10 мин).
Для изучения процессов получения алю-мотитанового композита в качестве матричного материала сначала использовали чистый алюминий марки А99. Частицы губчатого титана вводили в жидкий алюминий при 680, 750 и 780 °С в количестве 5 и 10 % вес. Титан перед вводом прокаливали при 150-200 °С для удаления адсорбционной влаги. Титан вводили в матричный расплав свободной засыпкой на зеркало расплава при вращающемся со скоростью 200-300 об/мин импеллере. После 5-минутного замешивания композит выдерживали при данной температуре в течение 0, 10, 20 и 30 мин. Затем после повторного кратковременного перемешивания расплав заливали в подготовленную форму. По результатам экспериментов определяли степень усвоения, структуру и фазовый состав полученной композиции, а также равномерность распределения упрочняющих частиц.
При проведении дальнейших исследований состав матрицы заменили с чистого алюминия на сплав системы Al-Mg-Si состава (% вес.): 7 Mg, 0,8 Si, 0,5 Mn, 0,05 Be, остальное Al. Расплав рафинировали 8-минутной продувкой аргоном. Поиск оптимального количества упрочнителя для данной матрицы проводили пошаговым увеличением на 1 % вес. вводимой в расплав титановой губки начиная с 2% вес., учитывая негативное влияние повышения количества упрочнителя на жидкотекучесть и пластические характеристики материала.
Механические характеристики определяли путем кратковременного одноосного растяжения на разрыв цилиндрических образцов диаметром 6 мм с литейной коркой на разрывной машине TIRA test 2300 с электронной системой силоизмерения FPZ-100. Форма и размеры образцов соответствовали ГОСТ 1497-84. Образцы отливали в песчано-глинистую уплотняемую форму. Исследования твердости проводили согласно ГОСТ 22975-78 на макротвердомере MacroMet 5100T. Микрошлифы готовили из нерабочих частей образцов, подверженных испытаниям на одноосное растяжение, и прутков. После механического
шлифования образцы подвергали механическому полированию и травлению в реактиве состава: 1 часть НР, 2 части НЫОз, 3 части глицерина.
Качественный фазовый анализ образцов проводили с помощью рентгеноструктурного анализа на дифрактометре ДРОН-4 в СиКа-излучении .
Результаты исследований и их обсуждения
Результаты экспериментов по определению степени усвоения и распределения упрочняющих частиц в полученных композициях приведены в таблице. На рис. 1 представлена микроструктура опытных сплавов с матрицей из чистого алюминия, характеризующая полноту протекания процессов образования упрочняющих частиц и состояние структуры
Степень усвоения частиц губчатого титана в алюминии
Количество, % вес. Температура Время вы- Усвое- Распре-
введения, °С держки, мин ние, % деление
5 680 0 10 20 30 0000 о о о о Оседание Оседание Равномерное Равномерное
750 0 10 20 30 0 0 0 0 о о о о Оседание Равномерное Равномерное Равномерное
780 0 10 20 30 0 0 0 0 о о о о Оседание Равномерное Равномерное Равномерное
10 680 0 10 20 100 100 100 Оседание Оседание Частичное
30 100 оседание Равномерное
750 0 10 20 30 0 0 0 0 о о о о Оседание Равномерное Равномерное Равномерное
780 0 10 20 30 100 100 100 Оседание Равномерное Равномерное Равномерное
-Ф-
-Ф-
МЕТАЛЛУРГИЯ ГРАНУЛ. КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ
■.'я < « ] , * '.*."_/ . ' " ■/. ¿у».<-у."
100 мкм
- л .
г. 1
У''ÍJ^/h¿i^ 'У • '
■ • * ¿.- - , •л* • -V. '
"-.■У /- - 100 мкм
Рис. 1. Изменение структуры опытных сплавов в зависимости от режимов приготовления:
а - замешивание 1 мин, выдержка 0 мин; б - замешивание 1 мин, выдержка 10 мин, перемешивание 1 мин; в - замешивание 1 мин, выдержка 20 мин, перемешивание 1 мин; г - замешивание 1 мин, выдержка з0 мин, перемешивание 1 мин; д - замешивание 10 мин, выдержка 15 мин, перемешивание 5 мин
а
в
в зависимости от выбранных параметров приготовления композита. Видно, что при отсутствии выдержки после введения частиц губчатого титана реакция образования ин-терметаллидных частиц еще не получила своего развития, зафиксирована лишь начальная стадия этого процесса (см. рис. 1, а). После выдержки в течение 10 мин (см. рис. 1, б) реакция получения дисперсных интерметал-лидных частиц в ходе взаимодействия титановой губки с расплавом алюминия прошла, но распределение образовавшихся частиц еще недостаточно равномерно. Наилучшая равномерность достигается при времени выдержки 20 и 30 мин (см. рис. 1, в, г). Таким образом, данный режим и является наиболее предпочтительным.
Применение дополнительного перемешивания в момент взаимодействия частиц титановой губки с расплавом алюминия на конечных стадиях приводит к интенсификации процесса и значительному измельчению структуры сплава. Размеры интерметалли-дов уменьшаются в 2-3 раза по сравнению с ранее рассмотренными случаями (см. рис. 1, д).
По результатам проведенных опытов и испытаний образцов на разрыв были получены графические зависимости изменения механических свойств от времени выдержки алю-мотитановой композиции (рис. 2). Очевидно, что введением губчатого титана в алюминий можно добиться повышения прочности при
сохранении удовлетворительной пластичности. Упрочнение композита достигается за счет образования в объеме материала мелких, равномерно распределенных частиц интер-металлидов Т1А!з. Низкая прочность и пластичность сплава, залитого в форму без выдержки, объясняется тем, что еще не прошли процессы образования интерметталлидов и в сплаве в большом количестве присутствует высокодефектная фаза - грубые частицы губчатого титана. По мере протекания взаимодействия частиц губчатого титана с расплавом алюминия (время выдержки 10 и 20 мин)
ств, МПа 150
5, %
120
90
60
30
116 118
112
У'ъ 28,0 30,1
15,1
9,4
->30
50
40
20
10
10 20 Время выдержки, мин
30
Рис. 2. Влияние времени выдержки на механические свойства алюмотитанового композита (5 % вес. титановой губки)
идет процесс образования мелких интерме-таллидов благоприятной округлой формы и их равномерное распределение в объеме расплава за счет вовлечения в конвективные потоки. В результате возрастает прочность и пластичность опытного сплава.
Можно заключить, что для полного протекания реакции температура введения губчатого титана должна находиться в интервале от 750 до 780 °С. Нагрев до указанных температур позволяет получать требуемую структуру материала, процесс образования ин-терметаллидных частиц идет полностью и не занимает слишком много времени. Больший перегрев приведет к увеличению энергозатрат и более активному взаимодействию расплава с газами атмосферы. Для стабильного получения требуемой структуры материала время выдержки не должно быть менее 20 мин. Дополнительное перемешивание расплава приводит к существенной интенсификации процесса.
При соблюдение данных параметров приготовления сплава вследствие наиболее эффективного протекания реакции взаимодействия измельченной титановой губки с расплавом алюминия происходит равномерное распределение упрочнителя в виде интерме-таллидов "ПА1з в алюминии. Частицы упрочнителя имеют благоприятную округлую форму и размер в среднем 10-25 мкм. Их количество и плотность распределения зависят от концентрации наполнителя в матричном сплаве.
Согласно диаграмме состояния алюминий-титан взаимная растворимость компонентов друг в друге сильно различается [1]. Так, алюминий хорошо растворим в твердом и жидком титане, но титан при температурах опыта практически не растворим в алюминии (возможно лишь некоторое, крайне малое растворение). В связи с этим механизм процесса образования дисперсных упрочняющих частиц Т1А!з представляется следующим.
Вследствие хорошей растворимости алю -миния в титане при контакте твердых частиц титана с жидким алюминием начинается активное диффузионное проникновение атомов алюминия в титан, процесс образования ин-терметаллидов идет без расплавления титановой губки. Промежуточная, в ряде случаев, «оторочка» указывает на возможность обра-
зования сначала твердого раствора алюминия в титане, а затем, при повышении концентрации алюминия, и интерметаллидов Т1А!з. Но все продукты реакции алюминия с титаном при температурах опыта (680-780 °С) - твердые. По мере насыщения алюминием его связывание в поверхностных слоях «оторочки» прекращается, но проникновение алюминия в более глубокие слои продолжается. Диффузия алюминия через твердую фазу идет в основном по дефектным участкам твердой фазы. В этих областях создается повышенная концентрация алюминия. Учитывая, что при 680-780 °С алюминий находится в жидком состоянии, начинает действовать механизм снижения прочности твердых металлов в контакте с жидкими. Разрушение твердой фазы идет самопроизвольно, без какого-либо внешнего воздействия, т. е. прочность твердой фазы становится на какое-то время нулевой. Можно предположить, что тончайшие прослойки алюминия по границам зерен полностью заменяют связи типа титан—титан (твердое состояние) на связи алюминий-алюминий (жидкое состояние). Возникшие на месте зерен титана зерна интерметаллида (ввиду небольших размеров) вовлекаются в конвективные потоки расплава. Тем самым процесс образования интерметаллидных частиц условно можно разделить на три стадии. Первая стадия - это появление на поверхности частиц титана более светлого слоя «оторочки», отделенной от оставшейся части титана видимой границей раздела (твердый раствор алюминия в титане). Далее идет процесс образования интерметаллидов Т1А!з. Заключительной стадией процесса является полное разупрочнение твердой фазы. Все три стадии процесса протекают в объеме сплава одновременно и четкую границу между ними обозначить нельзя.
Наличие интерметаллидных частиц в структуре позволяет повысить прочностные характеристики опытных сплавов, дает возможность сильно увеличить твердость материала, но ухудшает жидкотекучесть сплава, что накладывает ограничения на максимальное количество вводимого упрочнителя.
При литье композита с матрицей из чистого алюминия были отмечены удовлетворительные литейные свойства материала с добав-
МЕТАЛЛУРГИЯ ГРАНУЛ. КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ
лением 5% вес. титановой губки. Заполня-емость литейной формы расплавом с 10 % вес. титановой губки была неудовлетворительной.
Для дальнейшего исследования в качестве матричного сплава применяли сплав системы Д!-Мд-81. Введение кремния в подобные сплавы способствует уменьшению чувствительности к образованию трещин, увеличению жидкотекучести и плотности литья, а также повышению жаропрочности. Последнее объясняется сравнительно слабым взаимодействием а-твердого раствора с фазой Мд281, присутствие которой в структуре понижает интенсивность диффузионных процессов. Фаза Мд281 способна растворяться в а-твер-дом растворе, но ее растворимость обратно пропорционально зависит от содержания избыточного магния. При содержании более
3 % Мд растворимость Мд281 равна нулю [2].
5, % 8 7 6 5
4 3 2 1 0
Исходный 2 % сплав вес. ТГ
3 % 4 % 4 % вес. ТГ вес. ТГ вес. ТГ Итоговый сплав
Рис. 3. Относительное удлинение образцов из опытных сплавов с матрицей системы А1—Мд—Э1
ств, МПа 300
_ 236,4_251,3
205, 1 22 6,2 ■
250 200 150 100 50 0
Исходный сплав
2 % 3 % 4 % 4 % вес. ТГ вес. ТГ вес. ТГ вес. ТГ Итоговый сплав
Рис. 4. Предел прочности образцов из опытных сплавов с матрицей системы А1—Мд—Э1
Первые выделения фазы Мд5А!8 в реальных условиях появляются в сплавах данной системы при содержании избыточного магния более 7 % (при литье в землю). Данная фаза, хоть и упрочняет сплав, в больших количествах ведет к резкому охрупчиванию материала. Упрочнение сплавов системы Д!-Мд-81 термообработкой может происходить за счет фазы Мд281 при содержании до 3 % Мд, а за счет растворения фазы Мд5А^ - при содержании более 7 % Мд [3]. То есть сплавы с содержанием магния от 3 до 7 % (при литье в землю) термически не упрочняются. Использованный в данной работе сплав является термически неупрочняемым. На диаграмме (рис. 3) показаны значения относительного удлинения образцов из опытных сплавов с матрицей системы Д!-Мд-81.
Определившись с максимально возможным количеством вводимой титановой губки (4 % вес.), для более точного анализа свойств получаемого материала, было решено произвести итоговую плавку, в ходе которой время замешивания титановой губки было увеличено до 20 мин и сплав рафинировали продувкой аргоном. На диаграммах такой сплав помечен как итоговый. Отмеченное сильное падение пластических характеристик опытных сплавов в сравнении с итоговым и чистой матрицей обусловлено не проводившейся дегазацией. Малое же падение пластических характеристик итогового сплава по отношению к чистому матричному сплаву вполне логично и не противоречит принципам дисперсного упрочнения [4].
На рис. 4 представлены значения предела прочности опытных сплавов с матрицей системы Д!-Мд-81. Данное упрочнение способствовало увеличению сопротивления разрыву образцов, прямопропорциональному доле упрочнителя.
К основным достоинствам дисперсно-упрочненных материалов стоит отнести высокие показатели, отвечающие за износостойкость деталей [4, 5]. Так, введением 4 % вес. титановой губки, превратившейся в расплаве алюминия в мелкодисперсные интерметал-лидные частицы, удалось повысить твердость опытных образцов на 97,3 % (микроструктура данного сплава показана на рис. 5) по сравнению с образцами из чистого матричного сплава системы Д!-Мд-81. На диаграмме (рис. 6)
. "ч к. "» \ \ ^ - ^ ?
• -V • 100 мкм
Г
У*
4
»л
100 мкм I-1
44,8
Рис. 5. Микроструктура композита с добавлением 4 % вес. измельченной титановой губки и матрицей из сплава системы А1—Мд—Э1
НИВ
50 45 40 35 30 25 20 15 10 5 0
|
37 1 38 5_т 40 ,4
■22,7
Исходный 2 % 3 % 4 % 4 %
сплав вес. ТГ вес. ТГ вес. ТГ вес. ТГ
Итоговый сплав
Рис. 6. Твердость образцов из опытных сплавов с матрицей системы А1—Мд—Э1
представлены значения твердости опытных сплавов с матрицей системы Д!-Мд-81.
По результатам исследования можно заключить, что упрочнение алюминиевых литейных сплавов дисперсными частицами Т1А^ эффективно. Подобное упрочнение действительно позволяет повысить прочностные характеристики сплава, дает возможность силь-
но повысить твердость материала. Также стоит отметить, что, не смотря на высокое объемное содержание интерметаллидных включений, при подобном упрочнении пластичность сплава упала не более чем на 12 % (приведены данные для сплава, подвергнутого рафинированию продувкой аргоном). Полученный композиционный материал обладает удовлетворительными литейными свойствами, что позволяет применять любые способы литья. Из-за вовлечения в расплав при введении титановой губки большого количества водорода расплав желательно подвергать рафинированию.
Выводы
1. Исследованы технологические параметры приготовления алюмотитанового композита, обеспечивающее равномерное распределение армирующих элементов в матричном сплаве
2. Исследованы изменения микроструктуры и механических свойств в зависимости от количества армирующей фазы и технологических параметров приготовления.
3. Исследован процесс образования дисперсных интерметаллидных частиц Т1А^ при замешивании титановой губки в расплав алюминия и установлены основные стадии его протекания.
4. Установлено оптимальное количество армирующей фазы и оптимальный режим приготовления композита.
5. Исследовано влияние количества уп-рочнителя на механические свойства образцов с матрицей из сплава системы Д!-Мд-81.
6. По результатам работы получены патенты РФ [6, 7].
1. Диаграммы состояния двойных металлических систем: справ. в 3 т. Т. 1 / Под общ. ред. Лякише-ва Н.П. - М.: Машиностроение, 1996. - 992 с.
2. Колобнев И.Ф. Термическая обработка алюминиевых сплавов. 2-е изд. испр. и доп. - М.: Металлургия, 1966. - 394 с.
3. Альтман М.Б., Лебедев А.А., Чухров М.В. Плавка и литье легких сплавов. 2-е изд. испр. и доп. - М.: Металлургия, 1969. - 394 с.
4. Иванов Д.А., Ситников А.И., Шляпин С.Д. Дисперсноупрочненные, волокнистые и слоистые неорганические композиционные материалы / Под ред. акад. РАН Ильина А.А. - М.: МГИУ, 2009. - 306 с.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
5. Композиционные материалы: справ. / Под общ. ред. Васильева В.В., Тарнопольского Ю.М. - М.: Машиностроение, 1990. - 510 с.
6. Пат. 2538247 РФ. Литейный композиционный материал на основе алюминия и его сплавов / Никитин С.Л., Московский В.А., Быковщенко В.О., Осинцев О.Е.; заявл. 24.10.2013; опубл. 10.01.2015. Бюл. № 1.
7. Пат. 2538246 РФ. Способ получения литейного композиционного материала на основе алюминия и его сплавов / Никитин С.Л., Московский В.А., Быковщенко В. О., Осинцев О.Е.; заявл. 24.10.2013; опубл. 10.01.2015. Бюл. № 1.
