ВЛИЯНИЕ ОСОБЕННОСТЕЙ ТЕХНОЛОГИИ ПЛАВЛЕНИЯ НА СОСТАВ И МОРФОЛОГИЮ ФАЗ ЗАЭВТЕКТИЧЕСКИХ СИЛУМИНОВ Текст научной статьи по специальности «Технологии материалов»



УДК 621.74.04/669.782

ВЛИЯНИЕ ОСОБЕННОСТЕЙ ТЕХНОЛОГИИ ПЛАВЛЕНИЯ НА СОСТАВ И МОРФОЛОГИЮ ФАЗ ЗАЭВТЕКТИЧЕСКИХ СИЛУМИНОВ

Д.А. Шадаев, П.Ю. Предко, Т.И. Лебедева, канд. техн. наук, В.Ю. Конкевич, докт. техн. наук, А. О. Кузнецов

(ОАО «ВИЛС», e-mail: info@oaovils.ru), Д.А. Гневашев, канд. техн. наук (Московский государственный машиностроительный университет, МАМИ),

А. С. Борноволоков, А. В. Потехин (ОАО «Корпорация ВСМПО-АВИСМА», г. Верхняя Салда)

Приведены результаты исследования структуры и состава фаз сплава типа 1379п в зависимости от условий плавления мастер-сплава (в газовой или индукционной печи). Показано, что при определенных условиях возможно подавление образования заэвтектических кристаллов кремния за счет формирования неравновесной сложной фазы AlFeMnSi, обогащенной кремнием. Это обеспечивает повышение технологичности сплава при прессовании и формирование более благоприятной структуры в конечном изделии - поршне.

Ключевые слова: заэвтектический силумин, неравновесная фаза, кремний, поршень, структура, технология плавления.

The Effect of a Melting Technology on Composition and Morphology of Hyper-eutectic Silumin Phases. D.A. Shadayev, P.Yu. Predko, T.I. Lebedeva, V.Yu. Konkevich, A.O. Kuznetsov, D.A. Gnevashev, A.S. Bornovolokov, A.V. Potekhin.

The results of structure examination and analysis of phase composition of 1379p-type alloy depending on master alloy melting conditions (in a gas-fired furnace or in an induction one) are presented. It is shown that depression of hypereutectic silicium crystal origination is possible under certain conditions due to formation of a nonequi-librium complex AlFeMnSi phase enriched in silicium. This ensures an improvement in workability of the alloy in extruding and development of more favourable structure in final components (pistons).

Key words: hypereutectic silumin, noneqyilibrium phase, silicium, piston, structure, melting technology.

Легированные заэвтектические силумины являются на сегодняшний день, пожалуй, основным материалом для изготовления поршней дизельных двигателей. Высокое (обычно 17-18 % мас.) содержание кремния обеспечивает не только низкий коэффициент теплового расширения, но и высокую износостойкость сплава, соответственно, длительный ресурс работы поршня. На рис. 1 представлена типичная структура заэвтектического поршневого

сплава типа 1379п, содержащего в своем составе, кроме кремния, также медь, магний, никель и другие легирующие компоненты.

Как видно из рис. 1, характерным структурным элементом сплава являются первичные кристаллы кремния. Их размер, обычно 50-100 мкм, зависит от величины отливки (соответственно скорости охлаждения при кристаллизации), технологии литья и способа модифицирования сплава [1]. Кристаллы

кремния большого размера не только охрупчи-вают сплав, но и могут выкрашиваться, уменьшая ресурс. Очень опасным для эксплуатационных характеристик поршней является строчечное расположение кристаллов кремния. Это серьезно ослабляет сплав и часто вызывает разрушение поршня в области расположения «пальца», а также в зоне канавки первого компрессионного кольца. Возникает опасность разрушения поршня при так называемом «холодном» запуске. Кроме эвтектического и заэвтектического кремния, в сплаве типа 1379п имеются (рис. 1, б) фазы Мд2в1, сложная фаза, по-видимому, А115(РеМп)зБ12,

фазы, содержащие медь, никель, упрочняющие матрицу.

Эффективным способом повышения эксплуатационных характеристик поршней стало применение разработанной в ВИЛСе под руководством В.И. Добаткина, В.И. Елагина, Б.И. Бондарева, А.И. Литвинцева технологии гранулирования алюминиевых сплавов [2, 3]. Получение заэвтектического силумина в виде гранул со скоростью охлаждения при кристаллизации ~1 • 103-1 • 104 К/с позволяет обеспечить за счет кристаллизации по неравновесной диаграмме состояния псевдоэвтектическую структуру без первичных кристаллов крем-

4200 3600 3000 2400 1800 1200 600 0

480 420 360 300 240 180 120 60 0

1 2

3 4 5 6 кэВ Спектр 1

7 8 9 10

800 700 600 500 400 300 200 100 0

5 6 кэВ Спектр 3

3 4 5 кэВ Спектр 2

N1 Си

5 6 7 8 9 10

кэВ Спектр 4

Рис. 1. Типичная микроструктура литого сплава типа 1379п:

а - оптическая микроскопия, х 200; б - сканирующая электронная микроскопия с микрорентгеноспектраль-ным анализом, х 500; спектр 1 - крупные серые фазы, очевидно, первичные кристаллы кремния; спектр 2 -крупные фазы белого цвета, скорее всего, Д!15(РеМп)з812; спектр 3 - игольчатые фазы белого цвета, содержащие алюминий, никель, медь; спектр 4 - фаза черного цвета, скорее всего, Мд2Э1

а

ния (рис. 2, а) либо заэвтек-тическую структуру с мелкими (5-10 мкм), равномерно распределенными кристаллами кремния (рис. 2, б). Поршни из сплава 1379п, изготовленные из гранул с такой структурой, обладают высокими твердостью и износостойкостью, что способствует улучшению ресурсных характеристик. Низкий коэффициент линейного теплового расширения обеспечивает также повышение мощности двигателя за счет уменьшения зазора между поршнем и цилиндром. Очень важными являются экологические показатели - снижение шума, уменьшение выброса выхлопных газов, поскольку они обеспечивают возможность эксплуатации дизельных двигателей в замкнутых объемах.

Таким образом, специалистам ОАО «ВИЛС» в сотрудничестве с коллегами из ОАО «АК «Туламашзавод» и ООО «НПП Автотехноло-гия-МАМИ» удалось создать поршни из сплава 1379п на основе заэвтектического силумина, соответствующие самым строгим мировым требованиям [4].

Высокие степень легирования поршневых сплавов и твердость, пониженная пластичность предопределяют технологические проблемы этих сплавов при изготовлении поршней. В частности, серьезные трудности возникают при прессовании (сплавы склонны к образованию дефектов типа «ерш»), штамповке, обработке резанием. Из-за высокого содержания кремния, частицы которого играют роль абразива, необходимо использовать специальный инструмент. Так, для обработки микропрофиля на поверхности поршня из сплава 1379п применяют инструмент на основе естественных технических алмазов «Компакс».

Заэвтектические силумины применяют не только для изготовления поршней. Материалы с низким коэффициентом линейного расширения используют в приборостроении, например в объективах, гироскопах, других компонентах систем навигации и управления, поэтому обеспечение их удовлетворительными конструкционными свойствами имеет боль-

Рис. 2. Микроструктура гранул сплава 1379п, х 250

шое значение. В связи с этим задача получения деталей из сплавов на основе заэвтектического силумина достаточно актуальна.

Сплав 1379п содержит, кроме алюминия и кремния, целый ряд других компонентов -медь, магний, марганец. Кроме того, он легирован малорастворимыми переходными металлами - железом, никелем, титаном, цирконием, которые могут взаимодействовать с алюминием, кремнием и другими элементами, образуя различные простые и сложные фазы.

На рис. 3 показаны границы поверхности ликвидус проекции алюминиевого угла системы А!-Ре-Мп-81, в таблице - нонвариант-ные реакции в сплавах этой системы [5].

Анализ литературных данных показывает, что сложный характер взаимодействия леги-

МпА16, %

80 МпА1 В

Ре2Б1А18

^^— ^ УС

Рис. 3. Границы поверхности ликвидус проекции алюминиевого угла системыЛ1—Ре—Мп—в![5]

геА13 20 I 40 50

А

-Ф-

-Ф-

ЛИТЬЕ, КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ, ОБРАБОТКА ДАВЛЕНИЕМ, СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ЛЕГКИХ СПЛАВОВ

Нонвариантные реакции в сплавах системы А!—Ре—Мп—51 [5]

Точки реакций Рпо 1/1 11/11/1 Содержание элементов, %

(см. рис. 3) Реакции 1, с

Ре Мг Б1

Двойные

А Ж ^ А! + РеА!3 1,9 - - 655

В Ж ^ А! + МгА!6 - 1,9 - 658

С Ж ^ А! + 81 - - 12,5 577

Ж + МгА!4 ^ МгА!6 - 4,1 - 710

Тройные

О Ж + РеА!3 ^ Ре281А!8 + А! 2,5 - 4,0 650

Е Ж + Ре281А!8 ^ А! + Ре81А!5 1,7 - 7,5 612

Р Ж ^ А! + Ре81А!5 + 81 0,7 - 12,0 575

в Ж ^ А! + Б1 + Мг3Б12А!15 - 0,75 11,75 573

Н Ж + МгА!6 ^ А! + Мг3Б12А!15 - 2,0 1,3 649

I Ж ^ А! + (РеМг)А!6 + РеА!3 1,7 0,7 - 654

Ж + МгА!4 ^ МгА!6 + МгБ1А!10 - 4,5 0,5 690

Ж + Мг3Б1А!10 ^ МгА!6 + Мг3Б12А!15 - 2,65 1,6 655

Четверные

Л Ж + РеА!3 + (РеМг)А!6 ^ А! + А!15(РеМг)3Б12 2,0 0,35 1,75 648

К Ж + РеА!3 ^ А! + (РеМг)3Б12А!15 + Ре2Б1А!8 2-2,5 <0,2 3-5 627-632

1 Ж + Ре2Б1А!8 ^ А! + РеБ1А!5 + А!15(РеМг)3Б12 1-2 0,1-0,5 5-10 597-607

М Ж + РеБ1А!5 ^ А! + Б1 + А!15(РеМг)3Б12 0,6 0,2 11,7 575

Ж, МгА!4, Мг3Б1А!10, (РеМг)А!6, РеА!3 2,35 3,9 0,35 729

Ж, Мг3Б1А!10, (РеМг)А!6, РеА!3, Ре2Б1А!8 2,35 2,6 1,35 695

рующих компонентов делает неоднозначной интерпретацию нонвариантных реакций. Так, например, протекающая в точке М, (см. рис. 3) реакция, отмеченная сначала как Ж + + Мг^А!^ ^ Ре81А!5 + А1 + 81, уточнена [5] как реакция Ж + Ре81А!5 ^ А! + 81 + А!15(РеМг)3812, которая лучше соответствует сплавам по структуре.

Характерным является то, что часть элементов в фазах замещается: железо - марганцем, кремний - медью и т. д. Учитывая, что в условиях неравновесной кристаллизации происходит изменение точек нонвариантных превращений, повышение растворимости, образование метастабильных фаз, очевидно, что в зависимости от условий плавки и литья может быть достигнут различный состав фаз в сплаве и, таким образом, могут быть изменены механические и технологические свойства сплавов.

В данной работе были исследованы две технологические схемы приготовления расплава сплава типа 1379п. На рис. 1 показана структура отливки, полученной с использова-

нием технологии, при которой мастер-сплав готовили в газовой печи (технология 1), а на рис. 4 - структура того же сплава, полученного при плавлении в индукционной печи с другими шихтовыми материалами и другими условиями охлаждения отливок (технология 2).

Анализ микроструктуры отливок, полученных с различной скоростью охлаждения по технологии 2, показал, что она существенно отличается от типичной структуры этого сплава, полученного по технологии 1. Исследование структуры показало (рис. 4, а), что кристаллы первичного кремния в сплаве отсутствуют, а крупные первичные интерме-таллиды неправильной формы представляют собой фазу А!-81-Ре-Мг-Ои. Переплав чушки мастер-сплава и отливка его в виде тонких (~ 5 мм) пластин или круглых образцов в медную изложницу свидетельствует о том, что характер структуры сохраняется, хотя с увеличением скорости охлаждения размер первичных кристаллов сложной фазы уменьшается, при этом ее состав также изменяется. Медь в

-Ф-

-Ф-

результате переплава выделилась из нее, и состав фазы стал А1-Ре-Мп-Б1.

После литья гранул со скоростью охлаждения ~1 • 104 К/с характер структуры гранул также сохранил свое своеобразие (рис. 5). В отличие от гранул, отлитых с использованием технологии 1, в структуре гранул отсутствуют дисперсные кристаллы кремния.

Процесс изготовления поршней включает в себя производство прессованной заготовки с ее последующей штамповкой. Исследование параметров прессования гранул, полученных с использованием технологической схемы 2, показало, что свойственное им структурное состояние обеспечивает более высокую технологичность при прессовании - увеличение скорости прессования более чем в 2 раза не привело к образованию дефектов типа «ерш», при этом давление прессования было существенно меньше, чем при прессовании гранул, полученных по технологической схеме 1.

После прессования прутка проводили изотермическую штамповку поршней, термообработку поковок (закалка и искусственное старение) и механическую обработку. При штамповке прутки, полученные по схеме 2, имели меньшую твердость, в ряде случаев происходило налипание металла на инструмент, а что касается обработки резанием, то при механической обработке полученные по схеме 2 поршневые заготовки показали себя более технологичными.

Анализ микроструктуры поршней, изготовленных из гранул, полученных по двум технологическим схемам, показал, что структура обоих поршней, как и прутка, дисперсная, равномерная (рис. 6). В структуре поршней,

1200 1000 800 600 400 200 0

А1

Ее

Мп

Си

12 3 4

5 6 7 кэВ

8 9 10 11

9 10 11

Рис. 4. Микроструктура отливок из сплава 1379п, выплавленных по технологии 2:

а - чушка, литье в изложницу, х 200; б - пластина толщиной 5 мм, литье в медную изложницу, х 200

Рис. 5. Микроструктура гранул сплава 1379п. Плавка по технологической схеме 2, х 250

изготовленных с использованием технологии 1, первичные кристаллы кремния несколько крупнее, выражены более рельефно, создается впечатление неких инородных включений в матрице (рис. 6, в).

Микрорентгеноспектральный анализ поршня показал, что операции горячего прессования, штамповки и закалки способствовали кардинальному изменению структуры. Исследование состава фаз, содержащихся в поршне (технология 2), показало, что произошел распад сложной фазы А1-Б1-Ре-Мп с образованием первичных кристаллов кремния размером 3-7 мкм (рис. 7, спектр 2) и дисперсных включений сложной фазы, содержащей алюминий, кремний, железо, марганец, скорее

а

всего А!15(РеМг)3812, размером 0,5-2 мкм (рис. 7, спектр 1).

В целом, анализируя характер изменения состава фаз в сплаве 1379п, полученном по технологии 2, можно предположить, что технология плавлении в индукционной печи, пара-

метры литья и охлаждения чушек мастер-сплава способствовали следующему формированию структуры:

- в результате реакции Ж + (РеМг)81А!5 вместо продуктов равновесной реакции А! + + 81 + А!15(РеМг)3812 [5] произошло форми-

Рис. 6. Микроструктура прессованного прутка, изготовленного по технологии 2 (а) и поршней, полученных по технологии 2 (б) и технологии 1 (в). Оптическая микроскопия, х 200

-Ф-

-г—г

4 5 6 7 кэВ Спектр 2

5 6

кэВ Спектр 3

Рис. 7. Микроструктура (х 2500) и состав фаз в поршне, полученном по технологии 2 (сканирующая электронная микроскопия)

-Ф-

-Ф-

рование заэвтектической структуры (а + + (РеМг)а81ьА!с)) + (РеМг)а81ьА!с, то есть образование фазы 81 было подавлено в реакции в точке М (см. таблицу), при этом сложная фаза оказалась обогащенной кремнием.

При литье гранул за счет быстрой скорости охлаждения при кристаллизации произошло подавление образования первичных кристаллов сложной фазы (см. рис. 5), сформировалась неравновесная эвтектика (а + (РеМг)^81еА!^).

В процессе прессования при термомеханическом воздействии произошел распад неравновесной, обогащенной кремнием фазы, в результате чего образовались дисперсные кристаллы кремния, и, таким образом, в сплаве сформировался близкий к равновесному [5] фазовый состав а + 81 + А!15(РеМг)3812.

При штамповке и термообработке процесс приближения фазового состава к равновесному продолжался, и в итоге сформировалась структура, состоящая из дисперсных кристаллов кремния и других фаз, образованных

остальными легирующими компонентами (Мд281, А!2Си, А!15(РеМг)3812, А^г, А!3И и др.).

Заключение

Установлено, что изменение технологии приготовления сплава 1379п, связанное с применением индукционной плавильной печи, обработки чушек мастер-сплава для повышения скорости охлаждения при кристаллизации и т. д., позволяет подавить образование заэв-тектических кристаллов кремния в структуре гранул, способствует образованию первичных кристаллов неравновесной сложной фазы, содержащей А!, Ре, Мг, 81, и обеспечивает повышение технологичности сплава при прессовании.

Распад неравновесных фаз при прессовании и штамповке приводит к получению структуры с равномерным распределением дисперсных фаз 81, которые обеспечивают высокие механические свойства сплава и повышенный ресурс работы поршней.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Кузнецов А.О., ШадаевД.А., Конкевич В.Ю., Бочвар С.Г., Кунявская Т.М. Модифицирование силуминов - разные подходы для одной системы легирования // Технология легких сплавов. 2014. № 4. С. 75-81.

2. Добаткин В.И., Елагин В.И., Федоров В.М. Быстрозакристаллизованные алюминиевые сплавы. - М.: ВИЛС, 1995. - 341 с.

3. Бочвар С.Г., Лебедева Т.И., Конкевич В.Ю. Высокоскоростная кристаллизация при литье -

эффективный путь в производстве заэвтектиче-ских силуминов // Цветные металлы. 2008. № 1. С.16-21.

Задерей А.Г., Конкевич В.Ю. От инноваций в металлургии к инновациям в машиностроении // Технология легких сплавов. 2012. № 4. С. 7-12. Мондольфо Л.Ф. Структура и свойства алюминиевых сплавов. - М.: Металлургия, 1979. -639 с.