О СТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЯХ В СПЛАВАХ Al-Si В ТВЕРДОМ И ТВЕРДО-ЖИДКОМ СОСТОЯНИЯХ Текст научной статьи по специальности «Технологии материалов»

УДК 669.13

Канд. техн. наук А. В. Мазур1, д-р техн. наук В. И. Мазур2

1 Технологический университет, г. Хельсинки, Финляндия, 2 Национальная металлургическая академия, г. Днепропетровск

О СТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЯХ В СПЛАВАХ А1-Б! В ТВЕРДОМ И ТВЕРДО-ЖИДКОМ СОСТОЯНИЯХ

На основании данных дилатометрии и дифференциальной сканирующей калориметрии сплавов Л1-(1,4... 21,5)% 81 предложена расчетная версия диаграммы состояния, включающая промежуточную гцк- фазу.

Постоянное повышение требований к литейным алюминиевым сплавам в авиа- и двигателестроении, а также ужесточающиеся экологические требования стимулируют углубленные исследования в области создания новых сплавов и технологии их производства.

Основные технологические процессы литья, обработки давлением и термообработки этих сплавов сформированы достаточно давно, и в настоящее время они не отвечают требованиям по допустимому уровню воздействия на окружающую среду, энергосбережению, возросшим рыночным требованиям, такими как более высокие эксплуатационные качества, надежность, понижение массы изделий и издержек производства.

Развитие новых технологических направлений, таких как полужидкая штамповка, сверхпластическая деформация в твердом состоянии наряду с их перспективностью вскрыло и проблемы, связанные, в основном, с недостаточной изученностью процессов структурообразования в области технологических температур, а также с отсутствием специально разработанных для этих процессов сплавов, которые к тому же удовлетворяли бы и рыночные требования.

Эти обстоятельства определяют актуальность исследований структурных превращений в сплавах на основе системы Al-Si в широком интервале температур, ох -ватывающем твердое и твердо-жидкое состояния.

Материалы и методика

Сплавы Al-Si с содержанием 1,4; 3; 6; 12; 21,5 и 36 масс. % Si изготовили путем сплавления чистых алюминия и кремния в индукционной печи в графитовом тигле. Для одинаковой металлургической наследственности полученные сплавы затем нагрели до 1037 °С в печи сопротивления, охладили до 830 °С со скоростью 10 °С/мин в той же печи, изотермически выдержали при 830 °С в течение 15 мин, затем залили в стальной кокиль. Температура кокиля к началу заливки составляла 20 °С. Образцы для дальнейших исследований изготовили из этих отливок обработкой резанием при охлаждении струей проточной воды. Образцы для дифференциальной сканирующей кало-

риметрии и для исследования микроструктуры представляли собой цилиндры диаметром 4 мм и длиной З,5 мм. Цилиндрические образцы для дилатометрии того же диаметра имели длину 1G мм. Дилатометрические исследования проводили на приборе NETZCH DIL 4G2C в атмосфере чистого аргона при постоянной нагрузке G^G N со скоростью 1G К/мин. Для дифференциальной сканирующей калориметрии использовали прибор NETZCH STA 449C Jupiter с атмосферой чистого аргона. Во время изменения температуры со скоростью 1G К/мин вес и тепловые потоки регистрировались с частотой 2G сек-1. Для микроструктурного анализа изготовили термически обработанные образцы исследуемых сплавов. Для этого образцы нагрели в массивных алундовых тиглях в программируемой печи сопротивления до заданных температур, затем изотермически выдержали их при этих температурах в течение 12G минут и после этого закалили в 5 % водном растворе уксуса со льдом при температуре около G "С. При закалке приняли меры против образования паровой рубашки. Скорость снижения температуры в процессе закалки была около 1GGG К/сек.

При структурном анализе использовали металлографический микроскоп «Olimpus PMG-З» и сканирующий электронный микроскоп LEO 145G с системой LINK EDS, откалиброванной по эталонным Si и Co.

Результаты эксперимента и их обсуждение

Сводные трехмерные карты температурных зависимостей теплоемкости и термического расширения экспериментальных сплавов Al-Si представлены на рис. 1.

В низкотемпературной области у всех сплавов отмечено значительное изменение температурных зависимостей теплового потока, генерированного структурными и фазовыми превращениями, и теплового расширения с максимумами, приходящимися на температуры около 25G "С. В дальнейшем графики зависимостей монотонны до температур порядка 4GG "С, после чего резко изменяются. Следующий интервал нестабильности наблюдается в узком температурном интервале 49G.. .52G "С, а затем выше 54G "С.

© А. В. Мазур, В. И. Мазур, 2008

Рис. 1. Зависимости: а - теплового потока; б - коэффициента термического расширения от температуры и содержания

кремния

Рентгеноструктурный анализ закаленных образцов показал, что во всем температурном интервале в структуре всех образцов были только фазы на основе алюминия и кремния.

Эти результаты хорошо согласуются с данными EDX-спектроскопии кристаллов кремния в сплаве Al-6,87Si [1] в ходе термообработки по режиму Т7 (8 час при 495 °С, закалка в воде, старение 5 час при 260 °С). В кристаллах кремния обнаружены наночас-тицы избыточной фазы, содержащей Si, Al и O с кристаллической решеткой Al. Этот факт экспериментально подтверждает гипотезу, изложенную в [2] о решающей роли внутреннего окисления Al-Si сплава, в результате которого в кремниевой фазе при кристаллизации образуются кластеры с направленными межатомными связями Si-O-Al. Они вносят локальные искажения в кристаллическую решетку кремния и способствуют образованию аномально больших (до 2.. .3 %) концентраций растворенного алюминия. Таким образом, изменение микротвердости кристаллов кремния при низких температурах обусловлено выделением на-ночастиц с решеткой Al, а при более высоких температурах - их укрупнением в результате коалесценции, очищением кристаллов кремния от примесей и образованием на их основе кристаллов с более совершенной (в смысле дефектности) структурой.

Как следует из результатов предыдущей работы [3], при низких температурах в сплаве Al-21,5 % Si происходит распад пересыщенного до 2,6.3,2 ат. % Si твердого раствора на базе алюминия, который образовался в процессе кристаллизации отливки. При этом в результате восходящей диффузии образуются пакеты пластин кремния и практически чистая алюминиевая матрица.

При температурах выше 420 °С начинаются структурные изменения эвтектических фаз, обусловленные коалесценцией ветвей кремниевых дендри-тов - рис. 2, а, б. В ходе изотермической выдержки при 505 °С зафиксировано огранение первоначаль-

но округлых ветвей кремниевых дендритов - рис. 2, в. Рис. 2, г демонстрирует начальную стадию процесса огранения, когда на округлой поверхности начинают формироваться слои роста, характерные для гранных кристаллов.

Рис. 2. Дендритные ветви эвтектического кремния при 420 °С (а); после выдержки при 510 °С, 15 мин (б, в); формирование слоев роста на первоначально округлой поверхности дендритной ветви (г)

Для выяснения сущности структурных изменений в интервале 490.580 °С сопоставили кривые теплового потока (рис. 3) с графиками теплового расширения (рис. 4). На кривых ДСК отчетливо различаются экзотермические эффекты в низкотемпературной области, однако в сплавах Л1-1,481 и Л1-21,581 они минимальны. Выше 460 °С тепловой поток во всех сплавах, за исключением Л1-1,481 значительно уменьшается и при температурах 568.577 °С начинается

мощный эндотермический эффект, вызванный эвтектическим плавлением. Привлекает внимание эндотермический эффект в сплаве Л1-1,481 в интервале 470.. .560 °С (указан значками У-У).

На первой производной функции теплового расширения при 250 °С также имеется локальный максимум, отвечающий старению сплава, но наиболее интересны максимум при 505 °С, соответствующий перегибу на кривой ёЫЬ0 а также максимум на этой кривой при 530 °С (рис. 5). Природу первого из них предстоит выяснить.

Второй максимум и последующее резкое падение линейного расширения несомненно обусловлено методикой эксперимента и конструкцией дилатометра: как следует из рис. 5, осевое усилие прибора привело к пластической деформации образца.

Вместе с тем этот экспериментальный факт свидетельствует о существенном разупрочнении сплава при данных условиях.

Для обсуждения полученных температурных зависимостей, а также экспериментально обнаруженного факта существования в низкотемпературной области чистого алюминия с помощью программы «FactSage» рассчитали гипотетическую диаграмму фазовых равновесий в системе Al-Si с возможным участием трех кристаллических фаз: p-Si, твердого раствора атомов Si в решетке Al и чистого Al. На рис. 6, б такая расчетная диаграмма сопоставлена с общепринятой версией диаграммы Al-Si, рассчитанной по той же программе (рис. 6, а). Особенностью гипотетической диаграммы на рис. 6, б является однофазная область существования фазы с изоморфной алюминию гцк-решеткой и концентрацией кремния в интервале 1...1,7 % Si. Со структурной точки зрения она играет роль общеизвестного твердого раствора на базе Al, с термодинамической - роль промежуточной фазы. Эндотермический тепловой эффект образования этой фазы зафиксирован на ДСК кривой сплава Al-1,4Si (рис. 3).

Рис. 3. Кривые ДСК для сплавов Al-Si

dULo 8.01

dL/dt 110-з /(1/min)

7.0 6.0 5.0 4.0 3.0 2.0 1.0

■too

150

200

250

300

350 400 Temperaturs Л С

450

500

d(dULa)

dL/Lo

0.5 0

-0.5 -1.0 -1.5 -2.0 -2.5 -3.0

550

Рис. 4. Дилатометрия сплава Al-21,5Si

Температура начала эффекта близка к расчетному нижнему температурному пределу существования промежуточной фазы. Интересно, что на кривых теплового потока других сплавов такой эффект отсутствует. Второй особенностью этой фазы, согласно диаграмме, является ее инконгруэнтное плавление при температуре около 605 °С. Согласно данным ДСК (рис. 3), плавление сплава Al-1,4Si начинается при 615 °С, что близко расчетным данным. Важно отметить, что с помощью общепринятой диаграммы состояния Al-Si невозможно объяснить этот экспериментальный факт.

Таким образом, версия диаграммы состояния Al-Si с промежуточной фазой не противоречит экспериментальным данным.

Полученные данные наряду с теоретическим имеют и практический интерес: из трехмерной карты температурной зависимости коэффициента объемного расширения (рис. 1, б) видно, что наибольшую стабильность размера в широком температурном интервале имеет заэвтектический силумин с содержанием кремния 21,5 масс. %. Это позволяет утверждать, что такой сплав в наибольшей мере отвечает требованиям конструкторов теплонапряженных ДВС к деталям типа поршней, блоков цилиндров, головок блоков цилиндров и др.

а б

Рис. 5. Изменение формы образца диаметром 3 мм из сплава Al-Si после приложения осевого усилия 0,3 Н в течение 3 мин при 505 °С: а - до нагружения, б - после (увеличено в 2 раза по ср. с (а))

а б

Рис. 6. Расчетные фазовые диаграммы системы Al-Si: а - без участия чистого Al, б - с его участием

Примером может служить цельноштампованный поршень дизельного двигателя КАМАЗ 740 - рис. 7. Комплект таких поршней прошел стендовые моторные испытания. Экспериментальные поршни показали более высокую износостойкость, чем серийные.

Выводы

Изучены температурные зависимости тепловых потоков, генерированных структурными превращениями, а также линейного расширения сплавов Al-Si с содержанием кремния от 1,4 до 21,5 %. Для объяснения экспериментальных данных предложена расчетная версия диаграммы Al-Si, включающая промежуточную гцк-фазу. Обоснован оптимальный состав конструкционного сплава Al-Si.

Рис. 7. Штампованный поршень КАМАЗ 740 после стендовых испытаний

при плавке на воздухе. HoBi матерiали i технологи в металургй та машинoбудуваннi № 2, 2002. - С. 111-113. Mazur A.V., Gasik M.M. Low-temperature Phase transformations phenomena in the Al-21,5 % Si alloy. Kovove Mater. 43, 2005, p. 389-403.

Одержано 21.09.2007

На nidcmaei даних дилатометра та диференщалъног сканувалъног калориметра cmonie Al-(1,4... 21,5)% Si запропоновано розрахункову вер^ю дiаграми стану, що метить прoмiжну гцк-фазу.

The design version of the phase diagram Al-Si which includes an intermediate fcc-phase is offered on the basis of a dilatometry and different scanning calorimetry of alloys Al-(1,4... 21,5)%Si data.

УДК 669.721.5

Канд. техн. наук В. А. Шаломеев Национальный технический университет, г. Запорожье

ЖАРОПРОЧНЫЙ МАГНИЕВЫЙ СПЛАВ Мл-10 СО СКАНДИЕМ

Исследовано влияние скандия на структурообразование и фазовый состав жаропрочного магниевого сплава Мл-10. Показано его положительное влияние (до 0,07 %) на механические свойства и жаропрочность отливок из магниевых сплавов.

Перечень ссылок

Donlon W.T. Precipitation of Aluminium in theSilicon phase contained in W319 and 356 Aluminium Alloys. Metallurgical and Materials Transactions, A,v. 34A, 2003, p. 523-529.

Е. Береза, М. М. Гасик, А. В. Мазур, В. И. Мазур, Ю.Н.Таран. Внутреннее окисление сплава Al-21,5 % Si

1

3

Для производства жаропрочного магниевого литья в авиадвигателестроении широко применяют сплав Мл-10, содержащий цирконий и неодим. Эти элементы, образуя жаропрочные интерметаллидные фазы, обеспечивают достаточные служебные характеристики сплава при повышенных температурах [1].

Однако современные технические требования, предъявляемые к авиационным изделиям, ужесточают условия их эксплуатации и требуют постоянного повышения их характеристик. Наиболее рациональным решением данной задачи является совершенствование применяемых материалов за счет управления их структурой и свойствами [2].

Известно положительное влияние скандия на механические и жаропрочные свойства алюминийсодер-жащего магниевого сплава Мл-5 за счет образования жаропрочных интерметаллидных фаз [3, 4]. Поэтому представляет интерес изучение влияния скандия на структуру и свойства жаропрочного сплава Мл-10, уже имеющего в своем составе жаропрочные фазы (М^2г)12№, что позволит повысить эксплуатационную надежность и долговечность изготовленных из него изделий и расширит область его применения.

Исследовали влияние скандия на механические свойства и жаропрочность магниевого сплава Мл-10.

Магниевый сплав Мл-10 выплавляли в индукционной тигельной печи типа ИПМ-500 по серийной технологии. Рафинирование сплава проводили в раздаточной печи с порционным отбором расплава, в ко-

торый вводили возрастающие присадки Mg-Sc-лига-туры (10 % Бс, 90 % Mg) и заливали стандартные образцы для механических испытаний в песчано-глини-стую форму. Образцы проходили термическую обработку в печах типа Бельвью и ПАП-4М по режиму Т6 (закалка от 415±5 °С, выдержка 15 ч, охлаждение на воздухе и старение при 200±5 °С, выдержка 8 ч, охлаждение на воздухе).

Временное сопротивление разрыву (ств) и относительное удлинение (5) образцов с рабочим диаметром 12 мм. определяли на разрывной машине Р5 при ком -натной температуре.

Длительную прочность (ст) при различных температурах определяли на разрывной машине АИМА 5-2 на образцах с рабочим диаметром 5 мм по ГОСТ 10145-81.

Микроструктуру отливок изучали на микроскопие «№орИо1 32» после травления реактивом, состоящим из 1 % азотной кислоты, 20 % уксусной кислоты, 19 % дистиллированной воды, 60 % этиленгликоля.

Микротвердость структурных составляющих сплава определяли на микротвердомере фирмы «БиеЫег» при нагрузке 0,1 Н.

Микрорентгеноспектральный анализ структурных составляющих осуществляли на электронном микроскопе «1БМ-6360ЬЛ».

Химический состав сплава различных вариантов модифицирования удовлетворял требованиям ГОСТ 2856-79 и по содержанию основных элементов нахо-

© В. А. Шаломеев, 2008