Разделы сайта

Читаемое

Обновления Nov-2017

Промышленность Ижоры -->  Керамические композиционные материалы 

1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33 34 35 36 37 38 39 40 41 42 43 44 45 46 47 48 49 50 51 52 53 [ 54 ] 55 56 57 58 59 60 61 62 63 64 65 66 67 68 69 70 71 72 73 74 75 76 77 78 79 80 81 82 83 84 85 86 87 88 89 90 91 92 93 94 95 96 97 98 99 100 101 102 103 104 105 106 107 108 109 110 111 112 113 114 115 116 117 118 119 120 121 122 123

3) кристаллы фаз, образующих эвтектику, должны иметь сложную морфологию с переменным сечением (не иглы, не пластины), которая обеспечит за относительно короткое время нагрева протекание при высоких гомологических температурах диффузионных процессов фрагментации и сфероидизации с образованием равноосных и достаточно дисперсных частиц (желательно < 1 мкм и не более 5...10 мкм).

Ключевой и самой трудной проблемой реапизации этих общих принципов является подбор легирующих элементов, обеспечивающих в сплавах, близких по составу к эвтектическим, во-первых, высокую летиро-ванность (А1) и большой эффект дисперсионного твердения при термообработке и, во-вторых, образование в составе двойных и многофазных



AI,Ni



7 ZlTl? > термически обработанных {в, г) сплавов

8 этого же сплава с добавкой 4 % Ni (в-г) а, б, в - СЭЫ,

г - ПЭМ /

эвтектик таких интерметаллидных фаз, которые после кристаллизации и высокотемпературного отжига будут равномерно распределены в матричном (А1) в виде глобулярных дисперсных частиц. Такая структура (рис. 5.1 и 5.2) является типичной для композиционных материалов с дискретно распределенными частицами фазы-упрочнителя.

Для выбора систем легирования при разработке новых высокопрочных сплавов с большим количеством эвтектики бьши проанализированы известные данные и вновь построены фрагменты многокомпонентных фазовых диафамм, образуемых алюминием с основными традиционными легирующими элементами (Si, Mg, Си, Zn), а также эвтектикообра-зующими элементами (Fe, Ni, Се), малорастворимыми в (А1). Этот анализ и исследования фазовых диафамм сопровождались также оценкой микроструктуры различных эвтектик после кристаллизации с разными скоростями охлаждения и затем после высокотемпературного отжига.

В табл. 5.2 представлены перспективные для создания высокопрочных сплавов сочетания (А1) с разным набором легирующих элементов и эвтектических фаз, образующих кристашты с благоприятными морфологическими характеристиками.

Наиболее привлекательна для разработки новых высокопрочных литейных сплавов система Al-Zn-Mg-Cu, которая является базовой для самых прочных деформируемых сплавов типа В95 и ранее известного литейного сплава ВАН 12, нашедшего лишь офаниченное промышленное применение из-за своих низких литейных свойств. Значение предела прочности ад этого сплава в состоянии Т6 составляет 550...570 МПа, что


янииГл\ РОУКтура эвтектического сплава Л1-12 %Се-5 %Ni (СЭМ) в литом состо-Уа) и после отжига при 450 °С, 5 ч {6)



Таблица 5.2. Сочетания разных типов алюминиевых твердых растворов с разными фазами эвтектического происхождения

Компоненты (А1)

Эвтектические фазы

(Si)

MgjSi

AljNi

AlgFeNi

AlgPeSi

Al-Si-Mg

Al-Cu-Si

Al-Cu-Si-Mg

Al-Cu

Al-Mg

Al-Mg-Zn

Al-Zn-Mg-Cu

Малорастворимые

(10-2%) g

(Al), Fe, Ni и Се не указаны.

значительно выше, чем у сплавов на основе системы Al-Cu (см. табл. 5.1). Упрочнение после термообработки достигается за счет дисперсных вьщелений метастабильньис фаз Т (AljMgjZnj), г\ а г\ (MgZn2).

Предварительное исследование влияния различных эвтектикообразующих добавок на структуру и свойства высокопрочных сплавов Al-Zn-Mg-Cu, близких по составу к ВАЛ12 (6 % Zn, 2 % Mg, 1 % Си, остальное А1), показало, что наиболее перспективной из них является добавка никеля. Были построены разрезы фазовой диаграммы Al-Zn.-Mg-Си-Ni с отношением концентраций Zn : Mg : Си = 6 : 2 ; 1 в области до 6 % Ni и суммы Zn, Mg и Си до 18 %. Один из построенных политермических разрезов представлен на рис. 5.3. Видно, что введение никеля приводит к заметному снижению температуры ликвидуса исходного сплава Al-Zn-Mg-Cu вплоть до эвтектической точки при ~ 4 % Ni. В результате при практически неизменной температуре неравновесного солидуса сужается общий и эффективный интервал кристаллизации и, следовательно, должны повышаться литейные свойства.

По мере увеличения концентрации никеля в структуре литых сплавов становится все больше эвтектики (А1) + AljNi, которая весьма дисперсна при литье в металлические формы (скорость охлаждения при кристаллизации 1...10 К/с) - рис. 5.2, б.

Термическая обработка существенно меняет исходную литую структуру. При гомогенизации в области температур 440...450°С - чуть ниже неравновесного солидуса - происходит растворение неравновесной эвтектики, в основном вырожденной в М(А1, Zn, Mg, Си)-фазу, которая

г, С

650 600 550 500 450 400

L + (A1)


(Al) + AljNi -♦-i-

2 4 6 8 Ni,%

Л с. 5.3. Вертикальный (политермический) разрез (Al-6 %Zn-2 %Mg-l %Cu)-Ni

видна на рис. 5.1, а. Последующий нагрев сплавов с никелем температурах на 10...15°С ниже равновесного солидуса приводит к кардинальному изменению морфологии эвтектики (А1) + NiAlj: происходит фрагментация эвтектических монокристаллов NiAlj внутри каждой эвтектической колонии, а затем диффузионная сфероидизация образовавшихся осколков . В конечном итоге получается оптимальная структура, которая состоит из матричного (А1), пересыщенного (после закалки) цинком, магнием и медью, и равноосных частиц NiAlj (рис. 5.1, в).

Если сплав А1-Zn-Mg-Си-Ni состарить после закалки с таким двухступенчатым нагревом, то произойдет обычный для сплавов системы А1-Zn-Mg-Си без никеля распад пересыщенного (А1) с образованием частично когерентных матрице метастабильных выделений Т- и rl(MgZn2)-фaз (рис. 5.1, г), обеспечивающих сильное дисперсионное твердение.

Разработанный на основе описанных структурных исследований сплав АЦ6Н4 системы AJ-Zn-Mg-Си-Ni не только не уступает известному сплаву ВАЛ 12 по механическим свойствам, но даже превосходит его по некоторым из них. В частности, предел выносливости сплава АЦ6Н4 о [ > 200 МПа, что в 1,5-2 раза выше, чем у ВАЛ 12. Благодаря частицам AljNi сплав АЦ6Н4 слабее разупрочняется с повышением температуры, и его рабочая температура может быть выше на 50...100°С , чем У ВАЛ 12.

При литье в кокиль предел текучести ад 2 сплава АЦ6Н4 составляет 490...510 МПа, а, = 540...550 МПа при 5=3...5% и твердости НВ 170...180. При получении из него отливок методом жидкой штамповки а, достигает 600 МПа при 5 до 9% и НВ до 200. ;



Не менее важным является установленный факт существенного новы шения литейных свойств сплава АЦ6Н4 по сравнению с ВАЛ12 в результате введения в состав никеля. Горячеломкость снижается с 27,5 у ВАЛ 12 (см. табл. 5.1) до 15...17,5 мм, жидкотекучесть повышается от 300 до 360 мм. В результате становится возможным получение качественных отливок из сплава АЦ6Н4 прогрессивными методами фасонного литья в жесткие металлические формы, что было крайне трудно сделать при использовании сплава ВАЛ12.

Можно констатировать, что сплав АЦ6Н4 на сегодняшний день является самым высокопрочным и одновременно технологичным алюминиевым сплавом для фасонного литья. Других подобных сплавов нет ни у нас в стране, ни за рубежом.

С целью реализации предложенньис выше общих принципов легирования при разработке новых жаропрочных сплавов с большим количеством эвтектической составляющей Н.А. Белов предложил использовать в качестве легирующих элементов только тугоплавкие переходные металлы. Идея состояла в том, чтобы легировать сплавы элементами из двух групп переходных металлов:

1) эвтектикообразующими и малорастворимыми в (А1) при реальных скоростях кристаллизации металлами (например, Fe, Ni, Се);

2) переходными металлами, способными образовывать аномально пересыщенные твердые растворы на основе алюминия (с концентрацией выше предельной равновесной растворимости) при реальных для традиционных технологий литья скоростях кристаллизации (например, Zr, Сг, Мп, Ni).

Эта идея уже практически осуществлена при создании нескольких сплавов. Все они отличаются очень узким интервалом кристаллизации (часто менее 10 °С) и отличными литейными свойствами - на уровне лучших силуминов с 9...12% Si, а также высокой жаропрочностью, особенно при температурах выше 350 °С.

Например, сплав А1-6 % Ni-0,8 % Zr имеет показатель жидкотекуче-сти по прутковой пробе 390 мм, показатель горячеломкости по кольцевой пробе ВИАМ < 5 мм. При этом его ЮО-ч прочность при 350 °С составляет не менее 35 МПа, что выше, чем у известных жаропрочных сплавов. При комнатной температуре его механические свойства находятся на среднем уровне (а = 300 МПа при 5 > 4 %, НВ 105). Высокие характеристики жаропрочности обеспечиваются низкой диффузионной подвижностью легирующих элементов, стабильностью микроструктуры при температурах до 450 °С. Эта микроструктура представляет собой

павшийся матричный (А1) с дисперсными вьщелениями метастабиль-частиц AljZr и частицами NiAlj эвтектического происхождения, т. е. характер микроструктуры близок к представленному на рис. 5.1, в на примере сплава АЦ6Н4.

Приведенные выше примеры новых высокопрочных и жаропрочных сплавов с большим количеством эвтектических составляющих относились к сплавам с двухфазными эвтектиками. В то же время известно, что чем больше фаз в эвтектике, тем дисперснее ее структура (тоньше ветви кристаллов образующих ее фаз) при одинаковых условиях кристаллизации. Этот эффект на практике и, в частности, для целенаправленной разработки литейных сплавов ранее не использовался.

В МИСиС была предпринята попытка использовать многофазные эвтектики в качестве основы нового поколения литейных алюминиевых сплавов со структурой, дисперсность которой в условиях кристаллизации при очень больших скоростях охлаждения, типичных для традиционных сегодняшних технологий литья, была бы близка к дисперсности структуры бысгроохлажденных сплавов (гранул, чешуек) [8]. При этом, как показал анализ, уже в случае трехфазных эвтектик можно добиться значительного увеличения объемной доли избыточных фаз эвтектического происхождения (ZQ) по сравнению с двойными эвтектиками. Как видно из табл. 5.3, в тройных эвтектиках легко получить > 20 % (об.), в то время как в двойных эта величина редко превосходит 10 % (об.). Увеличение объемной доли дисперсных частиц фаз-упрочнителей тоже должно вггосить вклад в повышение характеристик прочности и жаропрочности многофазных эвтектик по сравнению с двойными.

Изложенные соображения были экспериментально подтверждены на примере сплавов системы Al-Ni-Ce. В этой системе образуются двойные эвтектики (А1) + AljNi и (А1) + Al4Ce, а также трехфазная эвтектика (А1) + AljNi + AlCe. Сравнительный анализ их микроструктуры после кристаллизации в одинаковых условиях и высокотемпературного отжига показал, что в тройной эвтектике при большей суммарной объемной доле фаз AljNi и AlCe достигается их большая дисперсность. Из рис. 5.2 следует, что в литом состоянии сечения ветвей кристаллов эвтектических фаз значительно меньше 1 мкм, а после отжига их компактные частицы имеют средний диаметр ~ 0,5 мкм. Это заметно меньше, чем у частиц AljNi и AlCe в двойных эвтектиках (см. рис. 5.1, в).

Сплав АЫ2 % Се-5 % Ni, легированный только 0,5 % Zr, уже превосходит сплав А1-6 % Ni-0,8 % Zr по жаропрочности и механическим свойствам при комнатной температуре. Естественно, что тройная эвтек-



1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33 34 35 36 37 38 39 40 41 42 43 44 45 46 47 48 49 50 51 52 53 [ 54 ] 55 56 57 58 59 60 61 62 63 64 65 66 67 68 69 70 71 72 73 74 75 76 77 78 79 80 81 82 83 84 85 86 87 88 89 90 91 92 93 94 95 96 97 98 99 100 101 102 103 104 105 106 107 108 109 110 111 112 113 114 115 116 117 118 119 120 121 122 123

© 2003 - 2017 Prom Izhora
При копировании текстов приветствуется обратная ссылка