Содержание к диссертации
Введение
1. Состояние вопроса 9
1.1. Современные магниевые сплавы - состав, свойства, применение . 10
1.2. Улучшение свойств магниевых сплавов дополнительным легированием 18
1.3. Новые технологии в литье магниевых сплавов 23
1.4. Формирование структуры и свойств магниевых сплавов при литье под давлением 27
1.5. Физико-химические факторы жаропрочности литых магниевых сплавов 31
1.5.1. Жаропрочность металлических сплавов и методы ее определения.. 31
1.5.2. Жаропрочность магниевых сплавов, отлитых под давлением 35
1.6. Технология плавки магниевых сплавов, предназначенных для литья под давлением 39
1.7. Задачи исследования 41
2. Методики исследования 43
2.1. Методики получения литых образцов для механических испытаний 43
2.2. Определение механических свойств сплавов 46
2.3. Определение литейных свойств магниевых сплавов 48
2.4. Изучение микроструктуры магниевых сплавов 50
2.5. Рентгеноструктурные исследования 52
2.6. Испытания на коррозию магниевых сплавов 52
2.7. Статистическая обработка результатов измерений 53
3. Кристаллизация сплавов системы Mg - Al - Si при литье под давлением 55
3.1. Определение состава нового сплава системы Mg - Al - Si 55
3.2. Анализ диаграммы состояния системы Mg-Al-Si 56
3.3. Анализ простой эвтектической системы Mg-Mg2Si-y 62
3.4. Кристаллизация и структура сплава Mg - 3% Al - 1% Si 64
3.4.1. Политермические разрезы диаграммы Mg-Mg2Si-y 64
3.4.2. Изотермические разрезы диаграммы Mg-Mg2Si-y 70
3.4.3. Фазовые превращения в процессе охлаждения и затвердевания сплавов в системе Mg-Mg2Si-y 79
3.5. Анализ микроструктуры образцов сплава AS31HP, отлитых под давлением 83
3.6. Свойства фаз, кристаллизующихся в системе Mg-Mg2Si-y 86
3.7. Выводы 89
4. Исследование влияния легирующих элементов на основные свойства сплавов системы Mg - Al - Si 91
4.1. Влияние температуры испытания на механические свойства сплавов 91
4.1.1. Влияние легирующего комплекса на механические свойства опытного сплава при повышенных температурах 91
4.1.2. Влияние добавки кальция 98
4.1.3. Сравнительные испытания механических свойств сплавов AS21, AS31HP, AS41 HAZ91 99
4.2. Изучение теплостойкости магниевых сплавов ситемы Mg-Al-Si 100
4.3. Исследование литейных свойств сплавов ситемы Mg-Al-Si 105
4.4. Выводы 106
5. Разработка и исследование технологии приготовления сплава AS31HP 108
5.1. Выбор состава и технологии приготовления лигатуры 108
5.2. Приготовление сплава AS31HP 111
5.3. Исследование качества сплава AS31HP в слитках 116
5.4. Выводы 119
Выводы по работе 121
Библиографический список 124
Приложение 134
- Формирование структуры и свойств магниевых сплавов при литье под давлением
- Технология плавки магниевых сплавов, предназначенных для литья под давлением
- Анализ простой эвтектической системы Mg-Mg2Si-y
- Сравнительные испытания механических свойств сплавов AS21, AS31HP, AS41 HAZ91
Введение к работе
Актуальность работы
Магниевые сплавы обладают многими преимуществами по сравнению с другими сплавами на основе цветных металлов: очень малым удельным весом, высокой удельной прочностью и удельной жесткостью, высокой способностью поглощать энергию удара и вибрационных колебаний. Поэтому они широко используются во многих отраслях промышленности.
В настоящее время почти 90 % выпускаемых магниевых сплавов потребляется автомобильной промышленностью. Причем, в течение последних 15 лет ежегодный рост потребления составлял в среднем 12 %. Если данная тенденция не изменится, то в ближайшем будущем автомобильная промышленность по объему использования магния выйдет на первое место, опередив алюминиевую промышленность. Повышенный интерес к магниевым сплавам вызван стремлением автомобилестроительных компаний уменьшить массу автомобилей за счет применения более легких конструкционных материалов.
В настоящий момент для литья под давлением, являющимся основным способом массового производства магниевых автокомпонентов, используется очень небольшая номенклатура стандартных сплавов систем Mg-Al-Zn (AZ 91, МЛ5) и Mg-Al (АМ60, АМ50).
Из всех частей автомобиля двигатель и трансмиссия являются наиболее перспективными и самыми проблемными узлами для применения сплавов на основе магния. Свойства российских и зарубежных стандартных магниевых сплавов не удовлетворяют современным требованиям автомобилестроения, предъявляемым к свойствам материалов литых деталей данных узлов, работающих при повышенных температурах. Низкое сопротивление ползучести сплавов систем Mg-Al-Zn и Mg-Al при температуре эксплуатации до 150 С приводит к ослаблению болтовых соединений корпусных деталей,
что, в свою очередь приводит, к утечке смазочных материалов, появлению шума и вибрации.
Для повышения сопротивления ползучести в состав магниевых сплавов вводят тугоплавкие и редкоземельные легирующие элементы. Известные жаропрочные и теплостойкие магниевые сплавы, разработанные для авиационной промышленности, являются дорогими и нетехнологичными для литья под давлением. Поэтому данные сплавы не применяются в автомобилестроении.
Наиболее перспективной системой для разработки сплавов, обладающих большим сопрртивлением ползучести при температуре до 150 С, чем сплавы AZ91, МЛ5, АМ60, АМ50 и пригодных для литья под давлением, является система Mg-Al-Si. Сегодня известны два недорогих зарубежных сплава данной системы AS41 и AS21. Каждый из них имеет свои преимущества и недостатки. Сплав AS21 обладает хорошим сопротивлением ползучести, но низкими литейными свойствами. Сплав AS41 наоборот - хорошими литейными свойствами и невысоким сопротивлением ползучести. Выявленные недостатки сплавов ограничивают их применение в производстве крупногабаритных деталей трансмиссии, таких как картер коробки передач и картер сцепления. Для изготовления данных деталей требуются сплавы, сочетающие хорошие литейные свойства и приемлемый уровень сопротивления ползучести при температуре до 150 С.
Особенности формирования структуры и свойств сплавов системы Mg-Al-Si при литье под давлением исследованы недостаточно. Установленный факт повышенной теплостойкости данных сплавов не имеет убедительного теоретического подтверждения. Кроме этого, в литературе не освещены вопросы о технологии приготовления магниевых сплавов легированных кремнием.
Недостаток вышеуказанных данных и большая потребность автомобильной промышленности в новых теплостойких магниевых сплавах для литья под давлением, имеющих невысокую стоимость, обуславливают
7 важность и актуальность проблемы в области создания новых композиций магниевых сплавов системы Mg-Al-Si для нужд автомобилестроения.
Настоящая работа выполнена в рамках международного проекта «Magnesium Powertrain Cast Components», организованного Американским советом автомобильных исследований (USCAR) с целью расширения объемов применения магния в конструкции автомобиля.
Цель работы
1. Изучение закономерностей изменения структуры и свойств магниевых
сплавов системы Mg-Al-Si, предназначенных для литья под давлением
крупногабаритных отливок деталей и обладающих повышенным
сопротивлением ползучести при температуре эксплуатации до 150 С.
2. Разработка технологии получения магниевых сплавов системы
Mg-Al-Si с заданными свойствами.
Основное внимание было уделено решению следующих задач:
обоснованному выбору состава нового теплостойкого сплава системы Mg-Al-Si для литья крупногабаритных отливок на основе анализа теплофизи-ческих и других свойств с учетом современных достижений в области технологии литья под давлением;
построению политермических, изотермических сечений тройной диаграммы состояния Mg-Al-Si в области концентраций основных компонентов сплава с целью изучения процесса кристаллизации при литье под давлением;
исследованию формирования структуры и основных свойств нового сплава;
- изучению роли легирующих элементов и температуры испытания на
изменение механических свойств магния при повышенных температурах;
- созданию ресурсосберегающей технологии приготовления сплавов системы
Mg-Al-Si.
Научная новизна работы
1. Построены политермические разрезы тройной диаграммы состояния Mg-Al-Si в области магниевого угла при постоянном содержании кремния 1 % и алюминия 3 %, а также изотермические разрезы при температурах 600,
8 450 и 300 С.
2. Установлены и расширены представления о механизме формирования
микроструктуры и свойств отливок из магниевых сплавов системы Mg-Al-Si
в условиях литья под давлением.
3. Установлены условия обеспечения повышенного сопротивления
ползучести магниевых сплавов системы Mg-Al-Si при повышенных
температурах эксплуатации.
Практическая значимость
1. Разработан новый магниевый сплав AS31HP системы Mg-Al-Si для
изготовления крупногабаритных отливок деталей трансмиссии автомобиля
литьем под давлением, обладающий хорошими литейными свойствами и
повышенным сопротивлением ползучести при температуре эксплуатации до
150 С. Химический состав сплава AS31HP защищен патентами Российской
Федерации и США.
2. Разработана и внедрена на предприятии ОАО «Корпорация
ВСМПО - АВИСМА» технология приготовления нового магниевого сплава
AS31HP с использованием лигатуры Al-Si-Mn. Сплав AS31HP успешно
апробирован и внедрен в производство отливок картеров автоматических
коробок передач методом литья под давлением автомобилестроительной
компанией DaimlerChrysler.
Автор выражает признательность научному руководителю д.т.н., проф. М. Н. Игнатову, к.т.н. Л. В. Никулину и сотрудникам кафедры «Технология литейного производства» ПГТУ г. Пермь, сотрудникам кафедры «Литейное производство и упрочняющие технологии» УГТУ-УПИ имени первого Президента России Б.Н.Ельцина г. Екатеринбург, работникам цеха № 39 ОАО «Корпорация ВСМПО - АВИСМА» за научное консультирование и техническое содействие в процессе выполнения диссертационной работы.
Формирование структуры и свойств магниевых сплавов при литье под давлением
Проблеме формирования структуры и свойств магниевых сплавов при литье под давлением посвящено немного специальных работ. Различные разрозненные сведения можно встретить в выше цитированных источниках. Но комплексного и обстоятельного рассмотрения всех факторов кристаллизации и структурообразования в сплавах магния, отливаемых под давлением, в периодических изданиях нет.
В монографии [18] рассматриваются главным образом сплавы системы Mg-Al-Zn. В основу исследования положено изучение двойных сплавов Mg-Al. На машине литья под давлением отливали плоские образцы с размерами рабочей части 60 х 20 х 3 мм. Содержание алюминия изменяли от 1 до 12 % . После проведения механических испытаний на головках образцов приготовляли шлифы и определяли микроструктуру сплавов. Установлено, что появление первых выделений второй фазы в структуре наблюдается уже при содержании алюминия 1,04 %. При дальнейшем повышении концентрации алюминия в сплавах выделения второй фазы образуются в виде прослоек по границам зерен твердого раствора.
Второй фазой в системе Mg—А1 со стороны магния является интерметаллическое соединение MgnAln (или у - фаза [58]), образующееся при температуре 437 С в результате эвтектической реакции L = 5-Mg + y-Mg17Al12. Согласно равновесной диаграммы состояния Mg — А1, выделение у-фазы может происходить только при содержании алюминия выше 12,7 % [59], то есть начиная с концентрации равновесного предела растворимости. Очевидно, что процесс носит резко выраженный неравновесный характер. Кроме того, пограничные прослойки не имели эвтектического строения, а были представлены одной у - фазой. Следовательно, включения интерметал-лида по границам зерен твердого раствора являлись продуктом вырожденной эвтектики [60].
По мере увеличения содержания алюминия в сплавах, количество интерметаллидной фазы в структуре возрастало.. Методами измерения микротвердости и определением параметра кристаллической решетки 8 - фазы авторы показали, что концентрация второго компонента в твердом растворе при кристаллизации в условиях литья под давлением существенно меньше равновесной [61]. Таким образом, выявлено перераспределение атомов алюминия между растворением в основе сплава - магния и образованием соединения с его высоким содержанием - 41,38 атомных % А1 [62]. В результате фиксируется слабая пересыщенность твердого раствора легирующим компонентом и рост доли интерметаллидной фазы в структуре, которая при содержании алюминия 9 — 10 % образует непрерывную сетку вокруг первичных 5 - кристаллов.
Согласно такой схеме формирования, структурное состояние двойных сплавов в интервале 2 - 9 % А1 принципиально не изменяется, изменения происходят только в соотношении долей структурных составляющих. Поэтому прочностные свойства образцов в данном интервале концентраций алюминия остаются практически постоянными. Уровень предела прочности тем не менее достаточно высокий - 210 - 220 МПа. Причиной упрочнения литых сплавов (при фактически слабой легированное основной фазы, то есть 5 -твердого раствора на основе магния) служит значительное измельчение зерна, пограничные выделения более твердой у - фазы и повышенная плотность дислокаций [63]. Однако у - фаза - это хрупкая структурная составляющая и увеличение ее объемной доли в структуре сплава последовательно снижает пластичность образцов.
Литейные свойства стандартных магниевых сплавов — жидкотекучесть и горячеломкость - авторы исследовали на пробах, отливаемых также на машине литья под давлением. Выявлено, что литейные свойства марочных многокомпонентных сплавов зависят от концентрации алюминия. Влияние других легирующих элементов не существенно. Минимум на кривой «длина спирали — содержание алюминия» и максимум на кривой «количество трещин - содержание алюминия» соответствуют концентрационной границе появления неравновесной у - фазы в структуре сплавов [64]. На рис. 3 приведены сводные результаты изучения магний - алюминиевых сплавов по данным [18].
Сведения о формировании структуры и свойств сплавов других систем ограничены. Указывается, что сплавы Mg-Al-РЗМ плохо поддаются литью под давлением. Некоторое внимание уделено структуре сплавов Mg-Al-Si.
Технология плавки магниевых сплавов, предназначенных для литья под давлением
В отечественной авиастроительной промышленности технология плавки магниевых сплавов, предназначаемых для литья в песчаные формы и в кокиль, развита еще в 60 — 70 годы и получила свое полное отражение в монографии [73]. В ней подробно освещены вопросы шихтовки сплавов, типы плавильных печей, конструкция тиглей и плавильного инструмента, приемы рафинирования, составы флюсов. Зарубежный опыт отражен в монографии [74], в которой рассмотрены некоторые проблемы заготовительного литья, чистоты сплавов, использование возвратов. Значительный интерес представляют разделы, посвященные плавке и литью сплавов, содержащих РЗМ. В частности показано, что при плавке под флюсом имеют место значительные потери редкоземельных металлов вследствие протекания обменных реакций между компонентами сплава и солями флюса. В литературе нет сведений по технологии приготовления магниевых сплавов с кремнием.
Обстоятельное изложение общих вопросов проведения модифицирования магниевых сплавов содержит монография [75], приемы и средства глубокого рафинирования первичного магния освещены в работе [76]. В отечественном справочнике по магниевым сплавам [77] приведены технологические процессы приготовления сплавов с использованием атмосфер нейтральных и активных по отношению к магнию газов, составы газовых сред и химические реакции образования защитных пленок. Применительно к литью под давлением вопросы организации плавки в защитных атмосферах разобраны в работе [18], а отдельные способы защиты поверхности сплава в раздаточной печи и закрытого перелива предложены в технических решениях [78, 79]. Таким образом, подводя итоги литературного обзора, резюмируем.
В настоящий момент для литья под давлением, являющимся основным способом массового производства магниевых автокомпонентов, используется очень небольшая номенклатура стандартных сплавов систем Mg-Al-Zn и Mg-Al. Из-за низких значений сопротивления ползучести при повышенных температурах данные сплавы не пригодны для изготовления отливок деталей двигателя и трансмиссии.
Для повышения сопротивления ползучести в состав магниевых сплавов вводят тугоплавкие и редкоземельные легирующие элементы. Известные жаропрочные и теплостойкие магниевые сплавы, разработанные для авиационной промышленности, являются дорогими и нетехнологичными для литья под давлением. Поэтому данные сплавы не применяются в автомобилестроении.
Наиболее перспективной системой для разработки сплавов, обладающих большим сопротивлением ползучести при температуре до 150 С, чем стандартные сплавы систем Mg-Al-Zn и Mg-Al, является система Mg-Al-Si. Сегодня известны два недорогих зарубежных сплава данной системы AS41 и AS21. Каждый из них имеет свои преимущества и недостатки. Сплав AS21 обладает хорошим сопротивлением ползучести, но низкими литейными свойствами. Сплав AS41 наоборот - хорошими литейными свойствами и невысоким сопротивлением ползучести. Выявленные недостатки сплавов ограничивают их применение в производстве крупногабаритных деталей трансмиссии, таких как картер коробки передач и картер сцепления. Для изготовления данных деталей требуются сплавы, сочетающие хорошие литейные свойства и приемлемый уровень сопротивления ползучести при температуре до 150 С.
Особенности формирования структуры и свойств сплавов системы Mg-Al-Si при литье под давлением исследованы недостаточно. Установленный факт повышенной теплостойкости данных сплавов не имеет убедительного теоретического подтверждения. Кроме этого, в литературе не освещены вопросы о технологии приготовления магниевых сплавов легированных кремнием.
Недостаток вышеуказанных данных и большая потребность автомобильной промышленности в новых теплостойких магниевых сплавах для литья под давлением, имеющих невысокую стоимость обуславливают важность и актуальность проблемы в области создания новых композиций магниевых сплавов системы Mg-Al-Si для нужд автомобилестроения.
Цель работы. Изучение закономерностей изменения структуры и свойств магниевых сплавов системы Mg-Al-Si, предназначенных для литья под давлением крупногабаритных отливок деталей и обладающих повышенным сопротивлением ползучести при температуре эксплуатации до 150 С. Разработка технологии получения магниевых сплавов системы Mg-Al-Si с заданными свойствами.
Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи: обоснованно выбрать состав нового сплава системы Mg-Al-Si на основе анализа теплофизических и других свойств с учетом современных достижений в области технологии литья под давлением; построить политермические, изотермические сечения тройной диаграммы состояния Mg-Al-Si в области концентраций основных компонентов сплава с целью изучения процесса кристаллизации при литье под давлением; исследовать формирование структуры и основных свойств нового сплава; изучить влияние легирующих элементов и температуры испытания на изменение механических свойств магния при повышенных температурах; разработать ресурсосберегающую технологию приготовления сплавов системы Mg-Al-Si.
Анализ простой эвтектической системы Mg-Mg2Si-y
Так как фигуративная точка опытного сплава Mg - 3%А1- l%Si принадлежит простой эвтектической системе Mg-MgoSi-y, рассмотрим данную систему самостоятельно. Основываясь на процессах кристаллизации типичных сплавов [96], диаграмму Mg-Mg2Si-Y разбиваем на области. При построении областей сплавов с одинаковыми структурными составляющими (рис. 15) учитываем реальное расположение характерных точек на концентрационном треугольнике диаграммы Mg-Mg2Si-y (рис. 14), а именно: а) реальное расположение всех эвтектических точек; б) очень малую растворимость кремния в магнии; в) практически постоянную растворимость алюминия в магнии (равную 1 % ) при литье под давлением магниевых сплавов системы Mg-Al [97]. На рис. 15 видно, что при литье под давлением области существования сплавов со структурными составляющими: a) (Mg)+((Mg)+y)+((Mg)+Mg2Si+Y), Y+((Mg)-hO+((Mg)+Mg2Si+y) являются очень узкими из - за близкого расположения точки тройной эвтектики Е4 к оси Mg-y концентрационного треугольника; б) Y+(Mg2Si+Y)+((Mg)+Mg2Si+Y), (Mg)+((Mg)+Mg2Si)+((Mg)+Mg2Si+y) имеют небольшие размеры из - за близкого расположения точки тройной эвтектики Е4 к оси Mg-y концентрационного треугольника, точки двойной эвтектики е2 ((Mg)+Mg2Si) к магниевой вершине и точки двойной эвтектики е9 (Mg2Si+y) к вершине у; в) (Mg), (Mg)+y, (Mg)+((Mg)+y), ((Mg)+y) являются узкими из - за очень малой растворимости кремния в магнии; г) Mg2Si+(Mg2Si+y)+((Mg)+Mg2Si+y), Mg2Si+((Mg)+Mg2Si)+((Mg)+Mg2Si+T) имеют большие размеры из - за близкого расположения точки тройной эвтектики Е4 к оси Mg-y концентрационного треугольника; Д) (Mg)+ у, Mg2Si +((Mg)+Mg2Si)+ у, (Mg)+((Mg)+Mg2Si)+ у отсутствуют из - за практически постоянной растворимости алюминия в магнии при литье под давлением магниевых сплавов системы Mg-Al Для анализа процесса кристаллизации и рассмотрения фазового состава сплавов при различных температурах необходимо построение политермических (вертикальных) и изотермических (горизонтальных) разрезов тройной диаграммы.
В настоящей работе выполнено построение вертикальных разрезов тройной диаграммы Mg-Mg2Si-jy, секущие плоскости которых проходят через точки, соответствующие средней концентрации основных компонентов опытного сплава AS31HP, а именно кремния - 1 % и алюминия — 3 %. Изотермические разрезы выполнены при температурах 600, 450 и 300 С. Первоначально построим вертикальный разрез А-А (рис. 16, б), плоскость которого в пространственной диаграмме проходит параллельно стороне Mg-y при постоянном содержании кремния 1% (рис. 16, а). На проекции разреза (рис. 16 а) отмечаем характерные точки (1, 2, 3, 4, 5, 6), отделяющие одни группы сплавов от других. Данные точки позволяют разделить разрез на пять участков (табл. 6). Далее строим ликвидус разреза (рис. 16, а, б). Начальная точка разреза 1 не содержит алюминия, поэтому, отметив на оси концентраций двойной системы Mg-Si точку 1 % кремния, проводим вертикаль до пересечения с линией ликвидус и находим точку плавления сплава 1 , соответствующего составу точки 1 - 645 С. В точке в разрез пересекает изотерму ликвидуса-660 С. Поскольку плоскость разреза пересекает поверхности начала кристаллизации (Mg) и Mg2Si, то его ликвидус изображаем двумя спадающими из точек 1 и 6 кривыми, которые пересекаются в точке 3 . Эта точка лежит на кривой е2-Е4 (рис. 16, а) кристаллизации двойной эвтектики (Mg)+Mg2Si при температуре несколько ниже, чем температура точки е2 (638С). Затем строим солидус разреза. Все тройные сплавы, расположенные на отрезке 2-5 (рис. 16, а) заканчивают кристаллизацию при температуре точки тройной эвтектики Е4 (435 С). Следовательно, солидус разреза на отрезке 2-5 изображаем горизонтальной прямой линией 2 -5, соответствующей температуре 435 С (рис. 16, б) . Линиями солидуса на отрезках 1-2 и 5-6 будут являться следы от сечения плоскостью разреза поверхностей конца кристаллизации двойных эвтектик ((Mg)+Mg2Si) и (Mg2Si+7). Для построения солидуса отрезка 1-2 на ординате температуры разреза отмечаем точку 1 , равную температуре плавления двойной эвтектики (Mg)+Mg2Si (638 С [98]), и от нее проводим кривую до точки 11 . Аналогично строим солидус отрезка 5-6, проведя кривую из точки 6, соответствующей температуре плавления двойной эвтектики Mg2S i+y (460 С [98]) до точки 5 . Далее строим следы от сечения плоскостью разреза А-А оставшихся поверхностей. Из точки 1 продляем кривую начала кристаллизации двойной эвтектики (Mg)+Mg2Si до точки 4, лежащей на горизонтальной линии солидуса тройной эвтектики. С другой стороны из точки 6 в точку 4х проводим кривую начала кристаллизации двойной эвтектики Mg2Si+y. Из точки і! в точку 2 (1 % А1) проводим вертикальную линию, соответствующую практически постоянной растворимости у-фазы в магнии при литье под давлением. Из точки 5 до точки 5 проводим вертикальную линию, разделяющую сплавы с тройной эвтектикой (Mg)+Mg2Si+y и сплавы с двойной эвтектикой Mg2Si+y. На рис. 17, б приведен вид аналогично построенного разреза Б-Б тройной диаграммы Mg-Mg2Si- y, плоскость которого в пространственной диаграмме проходит параллельно стороне Mg-Mg2Si при постоянном содержании алюминия 3 % (рис. 17, а). На проекции разреза (рис. 17, а) отмечаем характерные точки (1, 2, 3, 4, 5, 6, 7). Данные точки позволяют разделить разрез на шесть участков (табл. 7).
Сравнительные испытания механических свойств сплавов AS21, AS31HP, AS41 HAZ91
С целью сопоставления полученных результатов, провели испытания механических свойств образцов сплавов AS21, AS41, AZ91 и нового сплава AS3HP при температурах 20, 150 и 250 С в литом состоянии (табл. 19). Химический состав сплавов при литье образцов был следующий, мас.%: 1) AS21: А1 - 2,0 %; Si - 1,02 %; Zn - 0,23 %; Mn -0,25 %; 2) AS31HP: Al - 3,0 %; Si - 1,07%; Zn - 0,19 %; Mn - 0,23 %; 3) AS41: Al - 4,4 %; Si-0,79 %; Zn - 0,1 %; Mn - 0,30 %; 4) AZ91: Al - 9,1 %; Zn - 0,9 %; Mn - 0,32 %.
Сравнительный анализ механических свойств показал, что чем меньше содержание алюминия в сплаве, тем в меньшей степени он разупрочняестя при повышении температуры испытаний.
Жаропрочность (теплостойкость) сплавов как их способность противостоять деформации при действии постоянного напряжения оценивается по так называемому показателю ползучести. Ползучесть выражается в величине и динамике прироста деформации образцов во времени при заданных условиях. Температурные условия испытаний назначают, как правило, соответствующими реальным условиям эксплуатации деталей из данного сплава. Силовые и временные условия выбирают таким образом, чтобы результаты испытаний в полной мере коррелировали с поведением деталей из данного сплава в изделии. Что касается данной работы, то температурные, силовые и временные условия испытаний были заданы конструктором - разработчиком деталей трансмиссии.
Для определения характера ползучести сплава AS31HP в условиях эксплуатации корпусных деталей трансмиссии автомобиля провели испытания образцов при температуре 150 С и напряжении 35 МПа. Продолжительность выдержки образцов под нагрузкой последовательно увеличивали с 25 до 100 часов. Для сравнения в аналогичных условиях
Сравнение кривых ползучести показывает, что при напряжении 35 МПа деформация образцов из сплавов AS31HP, AS21 и AS41 с течением времени затухает. Как и следовало ожидать, сплав AS31HP обладает большим сопротивлением ползучести, чем сплав AS41, и меньшим чем AS21. Так как вид экспериментальной кривой для сплава AS31 HP совпадает по характеру с теоретической кривой 3, приведенной на рис. 4, то есть основания отнести данный случай к низкотемпературной ползучести. Изменения деформации во времени при низкотемпературной ползучести описывается логарифмическим законом. В результате обработки экспериментальных данных установлена закономерность ползучести сплава AS31HP от продолжительности испытания образцов под нагрузкой 35 МПа при температуре 150 С, которая описывается следующим уравнением:
Проверка уравнения (18) определением расчетной величины деформации для выдержек длительностью 70 и 100 часов показало расхождение с экспериментально полученными данными в 8 %. Отношение Тисп / Т1ер.сол для сплава AS31HP составляет 150 / 435 = 0,34, что вполне соответствует температурному диапазону логарифмической ползучести.
Между тем, образцы из сплава AZ91 в назначенных условиях испытания обнаруживают монотонно возрастающую зависимость деформации от времени, аналогичную начальному участку кривой 2 на рис. 4. Это свидетельствует о том, что деформация сплава AZ91 при данных условиях испытаний соответствует высокотемпературной ползучести, которая является неприемлемой для корпусных деталей двигателя и трансмиссии.
Не менее важным фактором при испытаниях на ползучесть служит величина приложенного напряжения. Исследование изменения деформации образцов при температуре 150 С в течение 100 часов в зависимости от напряжения представлено на рис. 30.
На диаграмме видно, что чем выше напряжение испытания, тем больше величина деформации магниевых сплавов. Причем, чем меньше алюминия и больше кремния содержится в сплаве, тем в меньшей степени он склонен к деформации при увеличении нагрузки.
Изучено влияние содержания алюминия и кремния на ползучесть образцов сплава AS31HP в течение 100 часов при температуре 150 С и приложенном напряжении в диапазоне 35 - 55 МПа. При указанных приложенных напряжениях сплав, содержащий больше алюминия, имеет худшие показатели (рис. 31).
