Содержание к диссертации
Введение
1 Состояние вопроса и задачи исследования 8
1.1 Приготовление расплавов на основе алюминия для получения отливок ответственного назначения 8
1.1.1 Характеристика шихтовых материалов и их влияние на качество получаемых сплавов 9
1.2 Влияние различных элементов на структуру и механические свойства силуминов 11
1.3 Способы повышения механических и эксплуатационных свойств доэвтектических и эвтектических силуминов 14
1.3.1 Влияние термообработки и легирующих элементов на структуру и механические свойства доэвтектических силуминов 14
1.3.2 Модифицирование микроструктуры 17
1.3.3 Модифицирование макроструктуры 19
1.3.4 Микролегирование доэвтектических и эвтектических силуминов 22
1.4 Сплавы на основе системы алюминий-магний 26
1.5 Влияние легирующих элементов на структуру и свойства сплавов системы алюминий-магний 28
1.5.1 Промышленные сплавы системы алюминий-магний, их свойства и структура в зависимости от содержания легирующих элементов 29
1.5.2 Влияние магния и других легирующих элементов на физико-механические свойства алюминиевомагниевых сплавов 31
1.6 Технологические и литейные свойства алюминиевомагниевых сплавов 34
1.7 Изменение механических свойств и структуры алюминиевомагниевых сплавов при закалке, искусственном и естественном старении 36
1.8 Некоторые проблемы, возникающие при приготовлении алюминиевых сплавов
1.8.1 Возможность интенсификации процесса плавки с применением теплоизолирующих флюсов 41
1.8.2 Свойства теплоизоляционных материалов и смесей 42
1.8.2.1 Классификация и свойства теплоизоляционных материалов 42
1.8.2.2 Вермикулит и его свойства 45
1.9 Выводы и постановка задач исследования 48
2 Методика проведения экспериментов 51
2.1 Приготовление и обработка расплава 51
2.2 Изучение влияния состава на параметры процесса кристаллизации сплава 51
2.3 Методика определения объемной усадки 54
2.3.1 Заливка образцов 54
2.3.2 Определение объема раковины 55
2.3.3 Определение объема усадочной пористости 56
2.3.4 Определение объемной усадки 57
2.4 Оценка влияния химического состава и температуры заливки на заполняемость сплавами формы 57
2.5 Оценка влияния состава сплава ВАЛ 16 на величину пористости и твердости в отливке «клин» 60
2.6 Определение величины утяжины в отливке «клин» 61
2.7 Оценка влияния химического состава на склонность сплавов к образованию трещин 62
2.8 Оценка влияния химического состава и обработки расплава на механические свойства сплавов 62
2.9 Методика определения состава фаз в сплаве АК9М2 64
2.10 Методика определения размера зерна 64
2.11 Методика приготовления расплава для исследования теплоизолирующих свойств флюса 64
2.12 Методика оценки выхода годного, угара сплава и угара магния 66
3 Оптимизиция состава и технологии приготовления сплава АК9М2 67
3.1 Влияние состава и обработки расплава на температурные параметры кристаллизации и горячеломкость сплава АК9М2 68
3.2 Влияние кремния, меди и вида обработки на механические свойства сплава АК9М2 72
3.3 Влияние вида обработки расплава на структуру и механические свойства сплава АК9М2, содержащего 10 % Si и 2 % Си 81
3. 4 Влияние цинка на предел прочности и относительное удлинение сплава АК9М2 83
3.4.1 Влияние обработки расплава на склонность к образованию трещин сплава АК9М2 с содержанием цинка 0,3 % 91
4 Исследование литейных и механических свойств сплава ВАЛ 16 при литье в кокиль 93
4.1 Влияние магния на температурные параметры кристаллизации сплава ВАЛ 16 93
4.2 Влияние содержания магния и условий заливки на литейные свойства сплава ВАЛ 16 94
4.3 Влияние состава сплава и температуры заливки на величину пористости в отливке «клин» 97
4.3.1 Влияние состава сплава и температуры заливки на размер утяжины в отливке «клин» 100
4.4 Влияние состава и температуры заливки на заполняемость формы сплавом ВАЛ 16 102
4.5 Влияние содержания магния на склонность к образованию трещин в сплаве ВАЛ 16 103
4.6 Влияние химического состава, обработки расплава и термической обработки на механические свойства и структуру сплава ВАЛ 16 105
4.6.1 Влияние содержания магния и пористости в сплаве ВАЛ 16 на механические свойства в реальных отливках 105
4.6.2 Влияние состава и обработки расплава на механические свойства и структуру сплава ВАЛ 16 107
5 Разработка состава покровного флюса для алюминиевых сплавов 110
5.1 Влияние флюсовой обработки на процесс плавки сплава А1 - 9% Mg 110
5.2 Влияние состава покровного флюса на металлургический выход
годного и угар магния в двойном алюминиево-магниевом сплаве 113
5.3 Влияние флюсовой обработки на процесс плавки сплава АК9М2 115
6 Опытно-промышленное опробование технологии изготовления отливок ответственного назначения из сплавов АК9М2 и ВАЛ 16, приготовленных с использованием в шихте никосортных отходов 118
6.1 Опытно-промышленное опробование скорректированного состава сплава АК9М2, приготовленного из низкосортной шихты, и технологии изготовления из него отливок ответственного назначения в условиях ОАО«ЗМЗ» 118
6.2 Опытно-промышленное опробование изготовления литых автомобильных колес из сплава ВАЛ 16 в условиях ООО «ПРОМА. Колеса из легких сплавов» 125
Выводы 130
Список использованных источников 133
Приложения 146
- Влияние различных элементов на структуру и механические свойства силуминов
- Изменение механических свойств и структуры алюминиевомагниевых сплавов при закалке, искусственном и естественном старении
- Оценка влияния химического состава и температуры заливки на заполняемость сплавами формы
- Влияние цинка на предел прочности и относительное удлинение сплава АК9М2
Введение к работе
В условиях развивающихся в России рыночных отношений перед машиностроителями остро стоит задача выпуска конкурентоспособной продукции с минимальными материальными и энергетическими затратами. Как известно, себестоимость изделия может быть снижена при уменьшении затрат на материалы, применяющиеся для его изготовления. Одним из путей снижения стоимости материалов является организация замкнутого технологического цикла их использования. Это предусматривает вовлечение в производство всех образующихся отходов, включая стружку. Кроме того, уменьшение затрат на металл возможно за счет увеличения доли дешевых низкосортных шихтовых материалов при приготовлении расплавов.
В то же время применение более дешевых вторичных сплавов для отливок ответственного назначения, к которым относятся корпуса двигателей, головки цилиндров, автомобильное колесо и др., обычно ограничивают из-за высокого содержания примесей, снижающих уровень механических свойств. Сведения о возможности получения высоких механических свойств, в частности, высокой пластичности, в отливках из вторичных сплавов практически отсутствуют.
Традиционными способами повышения механических и эксплуатационных свойств сплава являются рафинирование, модифицирование и микролегирование расплава. Кроме того, повышение качества литых изделий в автомобилестроении успешно иногда решается путем замены традиционных силуминов сплавами других систем. Разработчики изделий повышенный интерес проявляют к сплавам системы А1 - Mg, так как эти сплавы пониженной плотности и высокой удельной прочности. Однако, у сплавов этой системы существенно снижаются свойства в процессе длительного хранения.
Не смотря на вышеизложенные обстоятельства, использование при производстве отливок ответственного назначения сплавов приготовленных из ломов и отходов, а также замена традиционного силумина сплавами системы Al - Mg позволит снизить себестоимость, уменьшить массу автомобилей, повысить экологичность и увеличить конкурентоспособность продукции.
Кроме того, необходимо принять во внимание то, что в реальных условиях производства при приготовлении сплавов в открытой атмосфере происходят большие потери тепла от зеркала расплава. Необходимость в интенсификации процесса плавки связана не только с уменьшением потерь металла на угар и испарение, но и с повышением качества получаемых сплавов и производительности плавильных агрегатов, что, несомненно, ведет к увеличению экономической эффективности производства.
Исходя из вышеизложенного, особый интерес представляет оптимизация химического состава вторичного сплава с целью повышения его свойств; разработка технологии получения кондиционного сплава из низкосортной шихты; изучение возможности замены традиционного силумина, используемого для получения литых автомобильных колес, сплавом системы Al-Mg; разработка состава покровного флюса способного не только защитить металл от взаимодействия с атмосферой, но и уменьшить тепловые потери от зеркала расплава.
Влияние различных элементов на структуру и механические свойства силуминов
Содержание кремния в силуминах, используемых для изготовления корпусов двигателя, головок цилиндров, литых автомобильных колес, находится в пределах от 5 до 13 %. При таком содержании кремния сплавы обладают высокой жидкотекучестью и не склонны к образованию горячих трещин /21,29,46,47/. Нетермообрабатываемые сплавы близки к эвтектическому составу, так как повышенное содержание кремния увеличивает прочность сплава /30/.
Как показано в работах /26-31,41,44,46-49/, существенное влияние на уровень механических свойств силуминов после термообработки оказывает изменение количества легирующих элементов, особенно меди или магния. Магний позволяет достичь существенного улучшения свойств алюминиево-кремниевых сплавов /21,48/, способствует росту коррозионной стойкости, улучшает свариваемость сплава /49/ и обрабатываемость резанием /16/. При взаимодействии с кремнием магний в силуминах образует интерметаллидное соединение Mg2Si с весьма высокой микротвердостью (Нй2о=600 Н/мм2) /44/. Хотя концентрация кремния в силумине не влияет на растворимость упрочняющей фазы Mg2Si в а-твердом растворе, увеличение количества кремния благоприятно сказывается на форме выделения этой фазы, что влечет за собой соответствующее повышение механических свойств, особенно прочности /31/. Для получения максимальной прочности рекомендуется концентрация магния в пределах 0,6 - 0,8 % /50,51/. Однако увеличение содержания магния в сплаве свыше 0,5 % ведет к существенному снижению пластичности, поэтому для получения высокого относительного удлинения содержание магния в термообрабатываемых силуминах должно быть 0,2 — 0,5 % /51/.
При легировании медью сплавов системы Al — Si - Mg их фазовый состав существенно усложняется и в структуре, в зависимости от условий кристаллизации, могут находиться различные фазы: а, а +Si, C11AI2, Mg2Si, W AlxMgsCiLiSLj) Cu2MggSi6Al /41,44,48/. Количество растворенной меди сокращается при добавлении в сплав никеля или марганца, связывающих ее в интерметаллидные соединения и выводящих ее из твердого раствора /41/.
Рекомендуемое в литературе содержание меди в силуминах составляет 1,5 - 3 % /21,31,41,44,45,48,49/, однако пластичность таких сплавов невысока (2-4 %). Известно, что введение меди снижает коррозионную стойкость алюминиевых сплавов /49/.
Также в силумины вводят титан /14-16/ для измельчения макрозерна, модификаторы микроструктуры натрий или стронций /14,18/ и другие элементы (кадмий /16/, цинк, марганец, никель /17-19/) для повышения прочности и пластичности сплава.
Почти во всех сплавах системы Al-Si содержится железо. Железо является наиболее вредной примесью в силуминах, существенно снижающей механические свойства сплава, особенно его пластичность /21,26-30,44,46/. Железо образует с компонентами сплава тройную промежуточную фазу (AlFeSi), кристаллизующуюся в форме грубых иглообразных выделений /44/, сильно снижающих пластичность. Так, по данным работы /52/, относительное удлинение сплава АЛ9 с содержанием железа 0,3 % после литья в песчаную форму и термообработки по режиму Т5 (закалка + искусственное старение) составляет 3 — 6 %, а в том же сплаве с той же термообработкой, но при содержании железа 0,6 %-только 1,7%. Повышенное содержание железа вызывает также снижение прочности и твердости многокомпонентных силуминов за счет обеднения а-твердого раствора основными легирующими элементами (Mg, Си и т.д.) из-за образования в процессе кристаллизации интерметаллидов типа AlsMgsSieFe /40,41,52/.
Поскольку с уменьшением содержания железа в сплаве увеличивается его себестоимость, разработан ряд методов, позволяющих уменьшить вредное влияние железа на пластические характеристики силуминов, не изменяя его содержания в сплаве. Так, известно, что негативное влияние железа снижается по мере измельчения микроструктуры сплава /21/. Это нашло отражение в ГОСТ 1583-93, согласно которому допустимое содержание железа в силуминах при литье в песчаные формы (0,6 %) ниже, чем при литье в металлические (1-1,5 %).
Однако основным способом компенсации вредного воздействия железа на свойства сплава является изменение морфологии выделяющихся железистых фаз с игольчатой на более компактную или скелетообразную /21,26,44/. Для этого в сплав добавляют дополнительные легирующие элементы, связывающие железо в компактные фазы /41,53/. Чаще всего для этой цели используют марганец.
Введение до 0,5 % марганца способствует образованию фазы (AlFeMn) сложного состава, имеющей скелетную форму и не снижающей пластичность сплава /41,44/. Следует, однако, отметить, что введение большего количества марганца в модифицированные сплавы нецелесообразно, так как в этом случае фаза с марганцем не образуется и улучшения механических свойств сплава не происходит /54/.
Наряду с марганцем используются хром, ванадий, никель, кобальт, молибден, бериллий /31,41,50,53-57/. Так, например, никель образует фазы сложного состава с магнием, медью, железом и алюминием, такие, как (CuNi)2FeAl2, (CuNiFe)Al6, (CuFeNi Ab /31,41,57/. Как правило, эти фазы имеют компактную форму и не ухудшают механические свойства сплава.
Применение термической обработки позволяет существенно изменить структуру, а следовательно, и физико-механические свойства сплавов /21,26-31,41,44,46-49/. Термической обработкой называют процесс обработки изделий из металлов и сплавов путем теплового воздействия с целью изменения их структуры и свойств в заданном направлении /44/. Для каждого материала термообработку проводят по определенным режимам, которые обеспечивают для получение регламентированного внутреннего строения и необходимых физико-механических и других свойств. На выбор режима термической обработки влияют химический состав и требуемый уровень свойств сплава.
Разновидности термической обработки литейных алюминиевых сплавов имеют свои условные обозначения: ТІ - искусственное старение без предварительного нагрева под закалку, Т2 - отжиг, Т4 - закалка, Т5 - неполное искусственное старение, Т6 полное искусственное старение, Т7 -стабилизирующее старение /45/.
Наиболее распространенными видами термической обработки отливок из силуминов являются закалка (Т4) и упрочняющие режимы закалки и искусственного старения (Т5 и Т6).
Отжиг (Т2) применяют для снятия остаточных внутренних структурных напряжений. Внутренние напряжения возникают в процессе кристаллизации отливки из-за неравномерного охлаждения отдельных ее частей. В большинстве случаев остаточные напряжения приводят к короблению литых деталей, что может вывести из строя целый агрегат или прибор /31,58-62/. При отжиге всегда возрастает пластичность сплава /62/.
Изменение механических свойств и структуры алюминиевомагниевых сплавов при закалке, искусственном и естественном старении
Плавка металла в лабораторных условиях проводилась в печи сопротивления типа СШОЛ. Температурный режим плавки обеспечивался автоматической системой регулирования температуры, состоящей из: - хромель-алюмелевой (ХА) термопары, помещенной в пространство печи; - задающе-регистрирующего потенциометра Ш 4501; - управляющего тиристорного блока. Сплавы готовились в графито-шамотных тиглях. Контроль температуры осуществлялся с помощью ХА термопары погружения. В качестве шихты использовались готовые сплавы АК9М2 и ВАЛ 16. Для исследования влияния легирующих компонентов сплавов на их свойства, сплавы расшихтовывались чистыми металлами: алюминием марки А7, медью марки Ml, магнием марки Мг90, лигатурой А1 - 25 Si. Содержание компонентов сплава рассчитывалось в зависимости от требуемого состава сплава. Сплавление проводилось в обычной атмосфере печи. Обработка расплава проводилась путем засыпки навески рафинирующе-модифицирующей смеси на зеркало расплава при температуре 630 - 760 С (в зависимости от состава флюса). Флюс предварительно высушивался на фартуке печи. После расплавления флюса, производилось замешивание его в объем расплава мешалкой, после чего металл выдерживался в течение 10 минут, затем снимался шлак и производился отбор проб.
Изучение влияния состава исследуемых сплавов на параметры процесса кристаллизации исследуемого проводилось на установке (рисунок 6), собранной на базе электронного самопишущего потенциометра КСП-4 с диапазоном измерения 20 мВ, что позволило получить погрешность порядка ±5С.
Для уменьшения инерционности измерительного комплекса применялись термоэлектроды их хромеля и алюмели с диаметром проволоки 0,2 мм. Глубина погружения электродов в расплав и масса образцов всегда оставались постоянными и составляли, соответственно, 10 мм и 75 г.
После расплавления и перегрева металла до заданной температуры проводилось введение исследуемых добавок. После выдержки и снятия с зеркала расплава шлака металл заливался в предварительно нагретый алундовый тигель.
Тигель (2) устанавливался на основание из огнеупорного шамотного кирпича (1), в него заливался металл и тигель накрывался колпаком (4) с закрепленной на определенном уровне термопарой (см-рисунок 6). Между колпаком, термопарой и тиглем с расплавом выдерживалась достаточно строгая соосность (±2 мм).
Постоянная скорость охлаждения достигалась стабилизацией уровня температур расплава, подложки и колпака. Для соблюдения этого условия основание (1) для каждого образца менялось, а колпак охлаждался водой до комнатной температуры. Скорость охлаждения расплава при этих условиях составляла 0,3-0,5 С/с. Для получения абсолютных значений температуры холодный спай термопары (8) помещался в сосуд Дюара (7) с тающим льдом. С помощью переносного потенциометра ПП-63 (5) проводилось регулирование фиксируемого на КСП-4 (6) интервал измерения. Высокая подвижность самописца электронного потенциометра позволяла регистрировать на диаграммной ленте все тепловые изменения, происходящие при охлаждении сплава. Для устранения помех все токопроводящие провода были выполнены в экранированном исполнении, а питание КСП-4 от сети переменного тока 220 В осуществлялось через стабилизатор.
Кривая охлаждения, записанная на диаграммной ленте, переводилась в градусы Цельсия с помощью переводного графика. По диаграммной ленте определялись температуры ликвидуса и солидуса.
Данный кокиль был изготовлен специально для определения объемной усадки сплавов. Он состоит из двух частей: верхняя - в которой расположена формообразующая часть кокиля и нижняя - донная часть. Подача металла в полость формы осуществляется через тонкий питатель толщиной 2 мм. Это было предусмотрено для того, что бы сразу после заливки питатель перемерзал и исключалась возможность питания отливки.
На нижней плоскости верхней половинки кокиля нанесены каналы толщиной 0,3 мм. Каналы служат для отвода газа по плоскости разъема, что обеспечивает лучшее воспроизведение геометрии формы.
Для обеспечения направленной кристаллизации были проделаны следующие действия: - верхняя половина кокиля нагревалась до температуры 250 С, в то время как нижняя до 100 С - сверху на кокиль устанавливалась плита из асботермосиликата, которая служит для предотвращения отвода тепла в атмосферу через верхнюю часть. Асботермосиликатная плита состоит из двух половинок, которые соединяются струбцинами. Разъем плиты проходит по вертикальной оси стояка. Для создания постоянного напора перед заливкой на плиту устанавливался подогретый тигель с отверстием в донной части (отверстие и стояк центруются), которое закрывалось пробкой. При заливке, когда металл достигал определенного уровня (приблизительно соответствующего объему металла в полости формы), литье прекращалось, вынималась пробка и металл заполнял форму. С каждой плавки заливалось по три образца. Температура заливки расплава составляла 740 С.
Оценка влияния химического состава и температуры заливки на заполняемость сплавами формы
Как следует из приведенных данных, пористость с увеличением содержания магния снижается, при этом уменьшается размер пор. Так, для сплава, содержащего 8,5 % магния, размер пор составляет 0,1 - 0,8 мм, а для сплава, содержащего 10,5 % магния — 0,1 - 0,5 мм. С увеличением температуры заливки величина пористости снижается. Это, по-видимому, происходит из-за того, что в результате повышения температуры заливки, расплав в форме более длительное время находится в жидкоподвижном состоянии и таким образом повышается плотность отливки. Представленные на графиках зависимости (см. рисунок 38) также показывают, что по мере приближения к прибыльной части число пор увеличивается. При этом резкое возрастание числа пор на единице площади у сплава, содержащего 8,5 % магния, начинается при толщине отливки «клин» 11 мм (при всех представленных температурах заливки), тогда как у сплава, содержащего 10,5 % магния, такое явление наблюдается при толщине отливки более 14 мм.
У сплава, содержащего 10,5 % магния, при температурах заливки 740 С и 780 С наблюдается плавное увеличение пористости по мере приближения к прибыльной части отливки. Таким образом, сплав с содержанием магния 10,5 % оказывается менее склонным к образованию усадочной пористости, чем сплав, содержащий 8,5 % магния. Это, по-видимому, связано с уменьшением величины температурного интервала кристаллизации при увеличении содержания магния в сплаве ВАЛ 16.
Так как в настоящее время большинство литых автомобильных колес изготавливается из силумина, в частности, из сплава АК9пч, то было проведено сравнительное исследование пористости по высоте отливки «клин» для промышленного сплава АК9пч.
Данные представленные на рисунке 38в, показывают, что характер распределения пористости в отливке «клин» для сплавов АК9пч и ВАЛ 16 одинаков, однако величина пористости сплава АК9ч несколько выше по сравнению со сплавом ВАЛ 16. Размер пор находится в пределах от 0,2 до 0,8 мм, при этом число сравнительно больших пор несколько больше, чем у сплавов типа ВАЛ 16. Резкое возрастание числа пор на единице площади начинается при толщине стенки отливки 10 мм.
С увеличением температуры заливки, отливка «клин» из сплава АК9пч, также, как и для сплава ВАЛ 16 получается более плотной, что связано с повышением жидкоподвижности расплава и улучшением пропитываемости отливки.
При изготовлении отливки «клин» на ее передней поверхности был обнаружен дефект «утяжина». На рисунке 39 представлены результаты по изменению размеров утяжины в зависимости от состава сплава и условий заливки. Длина утяжины и площадь, занимаемая ею, у сплава ВАЛ 16 снижается с увеличением температуры заливки. Вероятно, это связано с тем, что при увеличении температуры происходит уменьшение вязкости расплава, что в процессе кристаллизации способствует лучшему питанию отливки за счет прибыли, что в свою очередь приводит к уменьшению усадочной пористости (см. рисунок 38).
Снижение площади, занимаемой утяжиной, и длины утяжины наблюдается также с увеличением содержания магния. Это, по-видимому, вызвано сужением интервала кристаллизации при увеличении содержания магния в сплаве ВАЛ 16, и с увеличением перегрева расплава над температурой ликвидуса. В результате перегрева сплав более длительное время находится в жидкоподвижном состоянии.
В отличие от сплава ВАЛ 16, у сплава АК9ч с увеличением температуры заливки происходит увеличение длины утяжины и площади, занимаемой ею. Вероятно, это связано с физическими свойствами сплавов системы Al — Si. Величина утяжины сплава АК9ч оказывается несколько ниже, чем у сплава ВАЛ 16 при температурах заливки 700 С и 740 С и несколько выше — при температуре заливки 780 С.
Одним из главных показателей литейных свойств является заполняемость сплавом формы, которая, как и жидкотекучесть, показывает способность сплава заполнять форму, но при этом учитывает конфигурацию отливки и температурные параметры формы и расплава. То есть, заполняемость сплавом формы является более универсальным показателем по сравнению с жидкотекучестью.
Данные по заполняемости формы сплавом ВАЛ 16 представлены на рисунке 40, который показывает, что с увеличением температуры заливки заполняемость сплавом формы увеличивается, так как с увеличением температуры расплава вязкость его снижается /30,42/. С увеличением содержания магния от 6 % до 10,5 % наблюдается увеличение заполняемости расплавом формы. Как известно, заполняемость зависит от ширины интервала кристаллизации и от величины перегрева расплава. С увеличением содержания магния в сплаве ВАЛ 16 температура ликвидуса снижается (см. таблицу 12). Поскольку заливка при всех концентрациях магния производилась при одной температуре, с увеличением концентрации магния перегрев расплава над температурой ликвидуса увеличивался. Это привело к тому, что, при увеличении температуры заливки, в сплаве ВАЛ 16, содержащим 10,5 % магния, наблюдается более интенсивное увеличение заполняемости по сравнению со сплавом ВАЛ 16, содержащим 6 % и 8,5 % магния. При этом в сплаве ВАЛ 16, начиная с содержания магния 8,5 %, ширина интервала кристаллизации уменьшается (см. таблицу 12), и сплав более длительное время находится в жидкоподпижном состоянии. Кроме того, согласно данным /30/, с увеличением содержания магния уменьшается вязкость расплава.
Влияние цинка на предел прочности и относительное удлинение сплава АК9М2
По результатам проведенного контроля установлено, что колеса, отлитые из опытного сплава, имели усадочные дефекты в верхней части отливки. Это связано с особенностью технологии литья колес на ООО «ПРОМА. Колеса из легких сплавов», которая разработана для изготовления их из узкоинтервального сплава АК9пч. В связи с этим, для изготовления литых колес без усадочных дефектов из широкоинтервального сплава типа ВАЛ 16 необходимо изменение конструкции литейной формы.
Таким образом, в результате опытно-промышленного опробования установлено, что сплав типа ВАЛ 16, приготовленный как из первичных шихтовых материалов так и с использованием отходов, возможно использовать для получения отливок ответственного назначения с высоким уровнем эксплуатационных свойств. При замене промышленных силуминов сплавом типа ВАЛ 16, для получения качественных изделий, необходимо разрабатывать специальную технологию литья, учитывающую особенности этого сплава.
Исследовано влияние основных компонентов (кремния, меди и цинка) на механические и литейные свойства сплава АК9М2, приготовленного из лома и отходов. Оптимальное сочетание литейных и механических свойств обеспечивается при содержании в нем 10 % кремния и 2 % меди и 0,2 - 0,4 % цинка. При таком составе сплав АК9М2 не склонен к образованию трещин при литье в кокиль, независимо от обработки расплава, а также имеет максимальные значения временного сопротивления разрыву и относительного удлинения. 2. Разработана комплексная технология совмещенного микролегирования модифицирования и рафинирования расплавов доэвтектических силуминов. Она предусматривает обработку расплава лигатурой Al-5%Ti совместно с фторборатом калия и затем флюсом на основе хлоридно-фторидных солей натрия. Эффективность такой обработки при приготовлении сплава АК9М2 из низкосортной шихты подтверждена результатами опытно-промышленного опробования на Заволжском моторном заводе. 3. Методом термического анализа исследован процесс кристаллизации Al — Mg сплава типа ВАЛ 16 с различным содержанием магния. Установлено, что сплав имеет максимальный интервал кристаллизации при 8,5 % Mg. 4. Показано, что зависимости изменения объема усадочной раковины и усадочной пористости от содержания магния в сплаве типа ВАЛ 16 имеют экстремальный характер с точкой минимума и максимума соответственно при 8,5 % магния. При этом общая объемная усадка при увеличении содержания магния в сплаве до 10,5 % не имеет экстремума и снижается до 8,7 %. 5. Усовершенствована методика определения заполняемое сплавом формы по пробе Белова-Гусевой. За счет компьютеризации расчета величины заполняемое сплавом формы длительность определения заполняемости сплавом формы сокращена до 10 минут и достигнут разброс величины заполняемости 1 - 2 %. Предложенная методика внедрена в качестве метода экспресс анализа алюминиевых сплавов на ОАО «МОСОБЛПРОММОНТАЖ». 6. Изучено влияние магния на литейные, механические и технологические свойства сплава ВАЛ 16 и его аналогов при литье в кокиль. Установлено, что оптимальным сочетанием литейных, механических и технологических свойств обладает сплав типа ВАЛ 16 с содержанием 10,5 % магния. Это подтверждено результатами опытно-промышленного опробования на ООО «ПРОМА. Колеса из легких сплавов». Сплав рекомендован для изготовления литых автомобильных колес литьем в кокиль и под регулируемым газовым давлением. 7. Разработан новый покровный флюс для алюминиевых сплавов. Наличие в его составе теплоизолирующего материала - вермикулита, позволяет интенсифицировать процесс приготовления расплава, снизить угар элементов, создать дополнительную защиту от взаимодействия расплава с атмосферой.
