Содержание к диссертации
Введение
Анализ современных направлений
ГЛАВА 1 Развития и перспектив использования алюмоматричных композиционных сплавов функционального назначения ... 11
1.1 Жидкофазные методы получения алюмоматричных композиционных сплавов (КС) 12
1.2 Технология in-situ - перспективный метод полученияКС 17
1.3 Классификация и основные методы получения конструкционных материалов с наноструктурными элементами 20
1.4 Влияние наноразмерных частиц на структуру и свойства отливок из алюминиевых сплавов и композитов на их основе 28
1.5 Выводы и постановка задач исследований 30
ГЛАВА 2 Материалы, оборудование и методики получения композиционных сплавов и исследования их свойств 32
2.1 Характеристики материалов, использованных в работе для получения КС и способы их подготовки 32
2.2 Устройства, приспособления и технология плавки КС
2.2.1 Подготовка порошковых компонентов 34
2.2.2 Оборудование, оснастка и технология изготовления брикетов из порошкообразных материалов 35
2.2.3 Получение КС методом жидкофазного совмещения на лабораторной установке 2.3 Методика определения высокотемпературной твёрдости образцов из КС, отлитых в металлическую форму 39
2.4 Методика испытаний на трение и износ 40
2.5 Методики исследования литейных свойств КС. 41
2.6 Методика исследования структуры отливок
ГЛАВА 3 Исследование формирования структуры отливок из алюмоматричных композиционных сплавов
3.1 Исследование влияния нанопорошков на протекание in-situ реакций жидкофазного совмещения 43
3.2 Расчёт равновесия in-situ реакций, протекающих при синтезе КС 47
3.3 Исследование структуры отливок из алюмоматричных КС
3.3.1 Исследование формирования структуры отливок в зависимости от времени выдержки композиции до разливки 53
3.3.2 Исследование структуры образцов из КС методом атомно-силовой сканирующей 59 микроскопии
3.3.3 Исследование фазового состава отливок из КС 68
3.3.4 Исследование структуры КС методом электронной микроскопии 70
3.4 Теоретическое обоснование процесса модифицирования КС наноразмерными частицами 74
3.4.1 Механизм взаимодействия порошкообразного титана с расплавом алюминия 74
3.4.2 Механизм модифицирования алюминидов титана наноразмерными частицами 78
Выводы по главе 3 82
ГЛАВА 4 Исследование свойств отливок из алюмоматричных композиционных сплавов 84
4.1. Исследование твёрдости КС при нормальной и повышенной температуре 84
4.2. Исследование триботехнических характеристик КС 90
4.3 Исследование литейных свойств КС 97
4.3.1 Исследование жидкотекучести 97
4.3.2 Исследование усадки КС 101
Выводы по главе 4 102
ГЛАВА 5 Промышленное применение результатов работы 103
5.1 Схема технологического процесса получения отливок из КС 103
5.2 Промышленное внедрение результатов работы 104
5.3 Оценка экономической эффективности применения КС взамен традиционных медных сплавов в узлах трения промышленного оборудования 111
Выводы по главе 5 112
Общие выводы по работе 113
Список литературы
- Влияние наноразмерных частиц на структуру и свойства отливок из алюминиевых сплавов и композитов на их основе
- Оборудование, оснастка и технология изготовления брикетов из порошкообразных материалов
- Исследование формирования структуры отливок в зависимости от времени выдержки композиции до разливки
- Исследование триботехнических характеристик КС
Введение к работе
Актуальность работы. Неотъемлемой частью развития современного машиностроительного комплекса является внедрение новых высокоэффективных сплавов и технологий их получения. Новые сплавы должны обеспечивать возрастающие требования объектов техники по удельной прочности, эксплуатационной надежности и долговечности деталей конструкций в экстремальных условиях температурно-силового воздействия и агрессивных сред. Указанным требованиям в полной мере отвечают композиционные сплавы (КС).
В связи с этим, в последние годы возрос интерес к дискретно-армированным КС, особую группу которых представляют алюмоматричные КС.
К настоящему времени масштабы промышленного использования алюмоматричных КС пока не адекватны их технико-эксплуатационному и экономическому потенциалу. В первую очередь это связано с отсутствием универсальной теории и практических рекомендаций, позволяющих осуществлять выбор состава и количества ингредиентов алюмоматричных КС, формировать заданную структуру и регулировать необходимую степень межфазного взаимодействия, чтобы обеспечить требуемый уровень физико-механических и эксплуатационных характеристик изделий из алюмоматричных КС.
В настоящее время значительное внимание уделяется разработке сплавов, армирование которых осуществляется за счет образования упрочняющих соединений при протекании экзотермических химических реакций между компонентами КС. Полученные таким способом сплавы отличаются термодинамической устойчивостью, отсутствием коагуляции наполнителя, плотным контактом и хорошей адгезией между матрицей и упрочняющей фазой.
Улучшение свойств и функциональных возможностей КС следует ожидать при наличии в их составе наноразмерных упрочняющих фаз.
Изготовление сплавов с наноразмерными упрочняющими фазами жидкофазными методами сопряжено с рядом трудностей. Наночастицы легко образуют конгломераты, плохо смачиваются алюминиевым расплавом и окисляются на воздухе при низких температурах, что отрицательно сказывается на свойствах и качестве изготавливаемых сплавов, а применяемые в настоящее время технологии их получения (плазменная инжекция, механическое замешивание и др.) трудоёмки и малоэффективны.
В связи с этим, актуальной проблемой на сегодняшний день является разработка технологии получения алюмоматричных КС с наноразмерными армирующими фазами, позволяющих получать сплавы высокого качества при минимальных затратах.
Работа выполнена в соответствии с Федеральной целевой программой «Исследования и разработки по приоритетным направлениям развития научно-технологического комплекса России на 2002-2006 годы», при
поддержке гранта РФФИ № 05-03-32697-а и гранта Губернатора Владимирской области на проведение научных исследований по приоритетным направлениям развития науки, технологии и техники.
Целью работы является разработка и освоение жидкофазной технологии получения алюмоматричных КС с нано- и микроразмерными упрочняющими частицами для изготовления изделий антифрикционного назначения.
Для достижения поставленной цели требуется решение следующих задач:
Исследование физико-химических процессов, протекающих в расплаве, при получении алюмоматричных КС с нано- и микроразмерными упрочняющими фазами.
Изучение закономерностей формирования структуры и свойств алюмоматричных КС в зависимости от их состава и температурно-временных факторов в процессе получения.
Оптимизация технологических режимов жидкофазной технологии получения алюмоматричных КС на основе силуминов, обеспечивающих заданный комплекс механических и эксплуатационных свойств литых заготовок.
Промышленное освоение жидкофазной технологии получения алюмоматричных КС и опытно-промышленные испытания изделий в узлах трения скольжения технологического оборудования.
Методики исследований. Результаты теоретических и экспериментальных исследований получены с использованием современных методов термографического, металлографического и рентгенофазового анализов. Испытания технологических, механических и антифрикционных свойств сплавов проведены с использованием стандартных методик. Обработка результатов экспериментальных исследований осуществлена с использованием методов статистического анализа программы Microsoft Ехсе12007.
Научная новизна работы:
Установлено, что наноразмерные тугоплавкие частицы SiC и AI2O3 оказывают модифицирующее влияние на размер и морфологию интерметаллидных соединений, образующихся при получении алюмоматричных КС;
Предложено обоснование формирования структуры упрочняющих соединений алюминидов титана при введении в алюмоматричные КС наноразмерных частиц;
Установлено, что модифицирование алюмоматричных КС повышает их термостабильность и износостойкость литых изделий антифрикционного назначения.
Практическая ценность работы:
Разработана технология получения композиционных сплавов системы Al-Si, армированных нано- и микроразмерными упрочняющими частицами и соединениями (Патент РФ № 2323991. Заявл. 22.09.2006. Опубл. 10.05.2008, Бюл. №13);
Оптимизированы основные технологические режимы получения литых изделий из алюмоматричных КС, модифицированных наночастицами, методом жидкофазного совмещения компонентов;
Реализация результатов работы в промышленности. Проведена опытно-промышленная апробация литых изделий из алюмоматричных КС на ООО «Касимовский механический завод №8» (г. Касимов, Рязанская обл.) в качестве деталей дозировочного насоса, которая позволила повысить эксплуатационную надёжность и обеспечить увеличение ресурса работы оборудования с 2000 до 2500 мото-часов.
На предприятии ОАО «Ставровский завод автотракторного оборудования» (п. Ставрово, Владимирская обл.) проведены опытно-промышленные испытания литых изделий из алюмоматричных КС в качестве подшипников скольжения технологического оборудования. Испытания показали, что внедрение литых изделий обеспечивает получение экономического эффекта до 25000 руб. на единицу продукции за счёт увеличения межремонтных циклов и снижения себестоимости подшипников.
Технология получения отливок из алюмоматричных КС освоена и применяется на ООО «НПП «Алюмоматричные композиционные материалы», созданном при поддержке Фонда содействия развитию малого предпринимательства в научно-технической сфере в рамках программы «СТАРТ-07».
Личный вклад автора состоит в теоретическом обосновании поставленных задач, проведении экспериментальных исследований, анализе полученных результатов и их обобщении.
Апробация работы. Результаты работы доложены и обсуждены на следующих научно-технических и научно-практических конференциях: VII, VIII съездах литейщиков России, 2005, 2007; 25, 26, 27, 28 Международных конференциях и выставках "Композиционные материалы в промышленности" (СЛАВПОЛИКОМ), Ялта-Киев, 2005, 2006, 2007, 2008; III, IV Международном технологическом конгрессе «Военная техника, вооружение и технологии двойного применения», Омск, 2005, 2007; III Международной научно-практической конференции «Прогрессивные литейные технологии», Москва, 2005; Всероссийской конференции инновационных проектов аспирантов и студентов «Индустрия наносистем и материалы», Москва, 2006; I Международной конференции «Функциональные материалы и высокочистые вещества», Суздаль, 2008; V Российской ежегодной конференции молодых научных сотрудников и
аспирантов «Перспективные материалы», Москва, 2008; V Международной конференции «Материалы и покрытия в экстремальных условиях: исследования, применение, экологически чистые технологии производства и утилизация изделий (МЕЕ-2008)», Б. Ялта, 2008.
Публикации. По результатам диссертационной работы опубликовано 18 научных работ в журналах и сборниках трудов российских и международных научно-технических конференций, в том числе четыре в журналах, рекомендованных ВАК; получен 1 патент РФ на изобретение.
Структура и объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, 5 глав и общих выводов. Диссертация изложена на 129 страницах машинописного текста, включая 1 приложение, и содержит 39 рисунков, 20 таблиц, а также список литературы из 121 наименования.
На защиту выносятся следующие положения:
Жидкофазная технология получения алюмоматричных КС с использованием нано- и микроразмерных упрочняющих фаз.
Закономерности формирования структуры и свойств отливок из алюмоматричных КС в результате модифицирования их наноразмерными частицами.
Влияние наноразмерных частиц на структуру и свойства отливок из алюминиевых сплавов и композитов на их основе
В основе метода лежит реакция экзотермического взаимодействия двух или нескольких химических элементов, соединений, протекающая в режиме горения. Процесс осуществляется в тонком слое контакта исходных реагентов после инициирования реакции и распространения по всей системе благодаря теплопередаче от горячих продуктов менее нагретым исходным веществам [24]. В результате протекающих реакций между исходными компонентами формируются упрочняющие соединения, повышающие механические и эксплуатационные свойства сплава.
На сегодняшний день существуют следующие способы получения КС методом in-situ: пропитка алюминиевым расплавом нагретой преформы [25,26]; продувка расплава активными газами [27, 20]; замешивание в расплав солей, содержащих реакционно-активные компоненты или метод сложных флюсов [28, 29]; введение в расплав спрессованных брикетов, содержащих порошки реакционно-активных металлов [30, 31].
Метод пропитки преформ заключается в инфильтрации предварительно нагретого порошкового брикета под действием гидравлического напора металла в тигле. В качестве матрицы применяется чистый алюминий, в качестве упрочняющих соединений - эндогенные включения А1203 и AlTiSi которые формируются в результате реакций между исходными компонентами брикета. Образование А1203 происходит при взаимодействии алюминиевого расплава с порошком Si02, брикет из которого при помощи кварцевой трубки помещают в расплав при температуре 560-680 С на 2-4 часа. Формирование AlTiSi происходит при взаимодействии брикета, помещённого в алюминиевый расплав, состоящего из смеси чистых А1, Ті, Si, перемешанных в стехиометрическом соотношении. В результате протекания реакций получается композиционный брикет полностью состоящий из AlTiSi [25,26];.
Технологический процесс изготовления таких композитов сложен и не позволяет получать материалы в больших объёмах.
При использовании способа формирования упрочняющих соединений в алюминиевом расплаве при взаимодействии с газовой фазой, в качестве исходных компонентов используют чистый алюминий и газы, N2 и 02.
Подача N2 производится непосредственно в тигель с металлом через водоохлаждаемую трубку, выполненную из жаропрочной стали [27]. Плавка проходит в защитной среде аргона со значительным перегревом расплава до 900-1300 С в течение 6 часов. На начальной стадии продувки расплав полностью очищается от растворённого в нём кислорода путём образования летучего соединения N02, после чего происходит насыщение алюминия азотом с образованием соединения A1N.
При реализации данного метода авторы столкнулись с рядом трудностей, таких как регулирование постоянного давления газа для избегания выплеска расплава и неравномерность распределения упрочняющих соединений. Кроме того, технология обладает рядом очевидных недостатков как значительная энергоемкость, сложность приготовления крупного объёма материала, невозможность применения конструкционных алюминиевых сплавов и большая продолжительность процесса.
Продувку алюминия кислородом по методу Ланксида осуществляют в непроницаемом контейнере при температуре 700 С, при этом рост керамической упрочняющей фазы происходит в направлении от поверхности расплава. В результате взаимодействия образуется соединение А1203, и самогенерирующийся при этом вакуум, способствует пропитке керамики находящейся в контейнере. При использовании данного метода преформа для пропитки не требуется, порошкообразные частицы Ті02 и С просто помещаются на зеркало расплава. Условиями успешного получения композита являются отсутствие реакции наполнителя с газом и смачивание наполнителя образующейся керамикой [20, 32, 33].
К недостаткам технологии можно отнести следующие факторы: применение кислорода требует повышенного уровня пожаро- и взрывобезопасности; невозможность получения массивных и протяжённых изделий.
В основе метода сложных флюсов лежат два основных принципа: первый - с частицами сухого флюса Na3AlF6 смешивают дисперсные упрочняющие частицы ТіВ2 в соотношении 3:1 и вводят в алюминий при температурах 750-800 С. В результате, взаимодействующий с расплавом флюс способствует усвоению экзогенной керамики [34]; второй -фторсодержащие соли KBF4, K2ZrF6 и K2TiF6 смешиваются в пропорции 7:12:8 и вводятся в алюминий технической чистоты при температуре 800-860 С. По истечении 10-15 минут в расплаве формируются эндогенные упрочняющие соединения TiB2 и ZrB2 [29].
Авторами установлено, что одними из важнейших требований при выборе компонентов системы флюсов следует считать наличие экзотермической реакции с жидким металлом и возможность образования на поверхности расплава затвердевшей корочки продуктов реакции, которая бы препятствовала переходу тугоплавкой фазы обратно во флюс.
Недостатком данного способа является сравнительно небольшое количество вводимой или формирующейся твердой фазы (до 5 % по массе ).
Принцип метода формирования упрочняющих соединений в расплаве путём ввода реакционно-активных брикетов, заключается в следующем [30, 31]. При температуре 780±10 С в жидкий расплав вводится порошкообразный Ті, перемешанный с частицами SiC, с размерами 315-400 мкм и 3-40 мкм соответственно, что позволяет не только вводить экзогенные частицы упрочнители, но и формировать эндогенные в результате протекания контролируемых реакций между исходными компонентами. В результате происходит двойное упрочнение матрицы, за счёт образования интерметаллидных и керамических эндогенных соединений и дополнительного введения керамических упрочнителей извне. Протекающие реакции способствуют усвоению экзогенной фазы путём смачивания и образования прочной связи на границе раздела металл-частица. Используя данную технологию можно избежать трудностей с вводом наноразмерных частиц.
Отмечено, что материалы, полученные таким методом [31]: - отличаются высокой степенью усвоения керамических частиц без активного механического воздействия на расплав, что уменьшает его газонасыщение и окисление в процессе ввода упрочнителей - обладают пониженной усадкой, которая уменьшается с увеличением доли армирующих компонентов в матричном сплаве. Это связано с тем, что уменьшается доля жидкой фазы, которая является основной составляющей величины усадки - обладают повышенными прочностными и триботехническими характеристиками, что обусловлено прочными связями на границе раздела матрица-упрочнитель.
Оборудование, оснастка и технология изготовления брикетов из порошкообразных материалов
Чтобы установить характер протекания реакций, брикеты из композиционных смесей, подогретые до 100-120 С, вводили в алюминиевый расплав при температуре 800 С. В течение всего времени проведения эксперимента осуществлялась запись термограмм (рис. 3.1).
Согласно термограмме введение композиционных брикетов резко повышает его температуру А1-расплава. Так, при введении в расплав брикета, содержащего порошковый Ті в количестве 3%, величина экзотермического пика достигает 856С.
Иной характер протекания реакции наблюдается при введении порошков Ni. Если в случае с Ті, максимальная величина пика достигается в течение 2 мин с момента начала реакции, то брикет, содержащий Ni, реагирует значительно интенсивнее. Время реагирования брикета составляет 5-7 сек и величина экзотермического пика достигает 853С. -А99+3%ТІ -A99+3%Ni -А99+3%ТІ+3%[\ІІ(один брикет) - АЭ9 +3 %Ті +3 % N і (в двух брикетах) -А39+3%ТІ- 0,1%нана - А39+3%Ті+3%І\Іі-Ю,1 %нэно
При введении в расплав брикета содержащего 3%Ti+3%Ni, реакция приобретает двухстадийный характер с максимальным пиком через 3 мин и величиной 852 С.
Установлено, что добавка керамических наночастиц в состав вводимых композиционных брикетов, отражается на характере протекающих in-situ реакций. Так, добавка нанопорошков А1203 и SiC размером 15 и 40 нм в брикет с 3%Ti уменьшает экзотермический эффект и снижает скорость реакции образования интерметаллидов в расплаве. Попытки ввода в расплав композиции 3%Ni+0,l%HaHO показали, что брикет не вступает в реакцию. По видимому, это связано с тем, что частицы Ni в сравнении с Ті более пластичны и имеют менее дефектную поверхность. После высокоэнергетической механической обработки такой смеси, на поверхности частиц Ni образуется слой из керамических частиц, препятствующий протеканию реакции. При создании композиции A99+3%Ti+3%Ni+0,l%HaHo было решено разделить процесс синтеза на два этапа. Первый этап - введение брикета содержащего 3%Ni, и второй - введение порошковой композиции 3%Ті+0,1%нано- Для сравнения, по этой же технологии, был получен КС A99+3%Ti+3%Ni. Характер протекающих экзотермических реакций представлен на рисунке 3.1.
Время выравнивания температуры до исходного уровня составляет 14-16 мин. Разливка, полученного композиционного сплава, до истечения этого времени нецелесообразна, т.к. в структуре материала могут присутствовать непрореагировавшие компоненты брикетов, которые отрицательно сказываются на механических и эксплуатационных свойствах материала. Таким образом, минимальное время выдержки композиций до разливки, необходимое для полного протекания реакций in-situ, составляет 15 мин. Увеличение времени выдержки свыше 15 мин может приводить к увеличению размеров интерметаллидных фаз и других структурных составляющих КС.
Термографический анализ реакций, протекающих в расплавах композиций на основе сплавов АК12 и АК12М2МгН, показал ту же закономерность, во всех случаях добавка керамических наночастиц в состав вводимых композиционных брикетов уменьшает экзотермический эффект и снижает скорость протекания реакций.
На основании результатов экспериментальных исследований установлено, что оптимальной температурой синтеза КС является 790-810 С, так как в этом температурном интервале реакции совмещения протекают интенсивно, со значительным экзотермическим эффектом. При температуре менее 790 С происходит снижение экзотермичности реакции и увеличение длительности процесса плавки. При увеличении температуры расплава свыше 810 С характер термограмм практически не меняется. 3.2 Расчёт равновесия in-situ реакций, протекающих при синтезе КС
Для выполнения расчётов изобарно-изотермических потенциалов необходимо установить, какие соединения являются продуктами реакций, протекающих в расплаве при синтезе КС. С этой целью были рассмотрены диаграммы состояния систем Ali и Al-Ni.
Титан и алюминий в жидком состоянии обладают неограниченной растворимостью [103, 104], поэтому можно считать, что кинетика процесса формирования диффузионной зоны определяется коэффициентом гетеродиффузии.
Изучением диаграммы состояния алюминий-титан в разные годы занималось несколько групп ученых [105-110]. Результаты их исследований, в той или иной степени, дополняют друг друга. Наиболее подробно систему алюминий-титан изучили авторы работы [111]. На основании результатов исследований и критического рассмотрения ранее опубликованных данных, они предложили полную диаграмму состояния алюминий-титан, приведенную нарис. 3.2.
Согласно применяемой технологии, максимальное суммарное количество порошков Ті и Ni, используемых при получении КС составляет не более 10 масс. %, а количество каждого из компонентов не превышает 5 масс. %, поэтому наибольший интерес представляют начальные области диаграмм, богатые алюминием.
Согласно диаграмме Ali, твердый раствор титана в алюминии образуется при 665 С в результате перитектической реакции между жидким сплавом, содержащим 0,15 % Ті, и соединением ТіА13. Максимальная растворимость титана в твердом алюминии при температуре перитектической реакции принята равной 1,25 %, а при 510 С - 0,24 % [112]. Важно отметить, что частицы алюминида титана при температуре 800 С находятся в твёрдом состоянии и в момент затвердевания расплава способны
Исследование формирования структуры отливок в зависимости от времени выдержки композиции до разливки
Результаты анализа микроструктуры отливок подтверждаются исследованиями на сканирующем зондовом микроскопе «Смена-Б», предназначенном для комплексного исследования поверхности объекта с шагом сканирования 0,006-0,01 нм. Сочетание в одном КС компонентов, резко различающихся по природе и механическим свойствам, позволяет при сканировании отличить одно вещество от другого по степени повреждения поверхности при приготовлении шлифа: твердые частицы имеют более гладкую поверхность по сравнению с матрицей.
Методом "контактной топографии" были получены рельефы поверхности литых образцов (рис. 3.8, 3.9). Использование метода «латеральных сил», используемого для измерения распространение локальной силы трения по поверхности образца (рис. 3.10, 3.11), позволило сравнить рельефы поверхностей образцов из КС с микроскопическим армированием (например, A99+3%Ti и АК12М2МгН+3%Ті) и КС, модифицированных наноразмерными частицами (например, А99+3%Ті+0Д%А12О3 и АК12М2МгН+3%Ті+0,1%А12О3) и установить их существенное различие. Во втором случае, на поверхности относительно однородной матрицы появляется большое количество нанопиков, свидетельствующих о нано- и микрогетерогенности структуры.
На профилях полученных топографии КС модифицированных наночастицами определяются пики высотой 2-10 нм (рис. 3.13, 3.15), а в случае отсутствия частиц в композиции профили получаются более сглаженными (рис. 3.12, 3.14).
Фазовый состав отливок из КС, полученных при различном времени выдержки расплава до разливки, был исследован с использованием дифрактометра ДРОН-ЗМ. Исследования проводили на базе ИМЕТ им. А.А. Байкова РАН. Во всех случаях установлено, что при увеличении времени выдержки, в расплаве возрастает объёмное содержание интерметаллидных фаз. Однако, при модифицировании КС наночастицами, с момента окончания протекания in-situ реакций объёмное содержание фаз остаётся практически неизменным (табл. 3.7, 3.8).
Полученные результаты подтверждаются исследованиями, проведёнными в работе [99], где рассмотрено изменение фазового состава в зависимости от времени выдержки перед разливкой КС, полученных методом механического замешивания частиц в расплав.
По результатам проведённого микро- и рентгенофазового анализа, можно сделать вывод о термостабильности системы, так как состав расплава при выдержке свыше 15 мин практически не изменяется. Полученные данные подтверждают результаты проведённого ранее термографического анализа, ещё раз свидетельствуя о завершении реакций по истечении 15 мин. Аналогичные результаты получены в КС, модифицированных частицами
AI2O3 (15 нм) Таким образом, в результате исследований отливок методами металлографического, атомно-силового и рентгенофазового анализов установлено, что добавка экзогенных наночастиц оказывает модифицирующее влияние на структуру отливок из КС. Также, можно сделать вывод, что наноразмерные частицы SiC в течение длительного времени способны сохраняться в алюминиевом расплаве не разрушаясь. В результате частичного взаимодействия наноразмерных частиц SiC с Ті, образуется эндогенная упрочняющая фаза TiC, что согласуется с термодинамическими расчётами (AG080o=-135610,4 кДж/моль; lgK800 = 27,625). 3.3.4 Исследование структуры КС м Технология внедрена и налажен выпуск опытных партий отливок из алюмоматричных КС на ООО «НЛП «Алюмоматричные композиционные материалы», созданном при поддержке Фонда содействия развитию малого предпринимательства в научно-технической сфере в рамках программы «СТАРТ-07». На основании разработанного технологического процесса, на предприятии была изготовлена партия отливок втулок подшипников скольжения из композиционного материала состава AK12M2MrH+3%Ti+0,l%SiC(40HM)+ 5%SiC(i4MKM) Для ОАО «Ставровский завод автотракторного оборудования». Изделия предназначены для использования в узлах трения однокривошипных открытых прессов мод. КД2128Е, продольношлифовальных станков мод. ЗБ722 и бесцентровошлифовальных станков мод. ЗА184. Размеры заготовок представлены в табл. 5.1.
КС получали вводом композиционных брикетов, состоящих из смеси порошков титана размером 315 мкм и SiC с размерами 40 нм и 14мкм.
Предварительно подготовленные порошковые брикеты подогревали до температуры 110±10 С и вводили в алюминиевый расплав, после чего выдерживали 15-20 мин для протекания реакции. После этого, температуру композиции понижали до температуры заливки 720 С и производили заливку втулок из КС в металлическую форму (кокиль). Общий вид оснастки представлен на рис. 5.2.
Для обеспечения направленной кристаллизации отливки, форма была спроектирована с прибыльной частью. Оснастка выполнена методом токарной обработки. На формообразующих поверхностях кокиля и стержня были заложены уклоны 25 и 1 соответственно.
Перед заливкой форму подогревали до температуры 120-170 С и наносили огнеупорное покрытие на основе жидкого стекла и оксида цинка.
После этого температуру оснастки повышали до температуры заливки 250 С.
Температуру оснастки, контролировали инфракрасным бесконтактным радиационным пирометром типа CENTER - 350 с диапазоном измерения -20 - 500 С и погрешностью ±2 С. С целью ускорения процесса охлаждения форму обдували сжатым воздухом.
Опытная партия отливок из КС была передана для изготовления деталей и проведения опытно-промышленных испытаний на предприятие (рис. 5.3).
Промышленные испытания показали, что литые изделия из КС отличаются более высокими антифрикционными свойствами в сравнении с раннее применяемой бронзой БрА9ЖЗ. Внедрение КС обеспечивает получение экономического эффекта до 25000 руб. на единицу продукции за счёт увеличения межремонтных циклов и снижения себестоимости подшипников.
Для ООО «Касимовский механический завод №8» были отлиты заготовки деталей рабочей пары плунжер-цилиндр и червячного редуктора дозировочного одноплунжерного насоса мод. НД 2,5 100/40 К14А (рис. 5.4).
Заготовки червяка, плунжера и цилиндра были изготовлены методом литья с кристаллизацией под давлением, червячное колесо было отлито в землю. Размеры и назначение отливок представлены в таблице 5.3.
В качестве основного оборудования для литья с кристаллизацией под давлением использован гидравлический пресс модели 6328 Оренбургского ПО "Гидропресс" с максимальным усилием 63 т/с. Матрица и пуансон изготовлены из стали 4Х5МФС методом токарно-фрезерной обработки.
Перед прессованием матрицу разогревали до температуры 120 С холостыми заливками. Пуансон разогревали в печи до 250-300 С.
Поверхность матрицы смазывали 10%-ным водным раствором "Прессол Э-73" с помощью пульверизатора. Раствор перед использованием подогревали до температуры 60 - 80 С. На поверхность пуансона наносили смазку "Алюминол МГ-6" (ТУ 6-02-128-84) с помощью тампона или асбестовой кисти.
Заливку формы расплавом осуществляли при температуре 680 С. Отливки деталей плунжера и цилиндра представлены на рисунке 5.6.
Заготовка червячного колеса была изготовлена методом литья в песчаную форму, способом формовки по шаблону. В качестве формовочных материалов применялась холоднотвердеющая смесь, состоящая из 100 % кварцевого песка, 5 % связующего «Фуритол-174» и 0,7 % ортофосфорной кислоты в качестве катализатора отверждения. Форма отверждалась на воздухе в течение 20 мин.
Заливку проводили при температуре расплава 720 С. Полученные отливки были переданы предприятиям-заказчикам для испытаний. Стендовые испытания показали, что детали, изготовленные из КС, характеризуются высокой эксплуатационной надёжностью и обеспечивают Ill увеличение ресурса работы оборудования за счёт повышения износостойкости с 2000 до 2500 мото-часов.
Результатом применения КС взамен традиционных медных сплавов в узлах трения промышленного оборудования является существенное увеличение ресурса работы и надёжности оборудования. Проведена оценка экономической эффективности такой замены на примере детали вкладыша опоры шпинделя шлифовальной бабки продольношлифовального станка мод. ЗБ722 и бесцентровошлифовального станка мод. ЗА184. Экономический эффект складывается из следующих показателей: Э=(С1+К1ЕН)-(С2+К2ЕН) где С и Сг - себестоимость изготовления детали из бронзы и КС соответственно, руб; Кь К2 - капиталовложения по вариантам деталей (принимаются 101% от себестоимости детали), руб; Ен - нормативный коэффициент использования капитальных вложений (Ен=0,15). Результаты расчёта составлены в таблицу 5.4. Таблица 5.4 - Экономическая эффективность применения КС из расчёта на один узел оборудования Узел Материал Вес, кг Сь руб С2, руб Э,руб Вкладышопоры шпинделя Бр.А9ЖЗ 4,9 920 - 368,5 КС 1,5 - 600 112 Приведённый расчёт отражает эффективность разовой замены детали узла, но если учесть, что межремонтные циклы оборудования с применением алюмоматричных КС увеличиваются в 2,5-3 раза, то справедливо будет применять формулу следующего вида: Э=3(С1+К1ЕН)-(С2+К2ЕН) Тогда эффективность применения КС из расчёта на один узел составит 2487,9 руб. С учётом затрат на проведение текущих ремонтов и простой оборудования, экономическая эффективность от применения КС составит до 25000 руб на единицу оборудования. етодом электронной микроскопии
Анализ изображений структур отливок, полученных при помощи растрового электронного микроскопа «Quanta 200 3D», показал наличие большого количества наноразмерных включений в структуре с размерностью от 50 до 300 нм. На основании результатов рентгенофазового анализа можно предположить, что это наночастицы SiC, Al203i TiC и соединения образовавшихся интерметаллидных фаз (рис. 3.16, 3.17).
Используя элементный анализатор микроскопа, была проведена попытка исследования распределения наночастиц SiC по объёму композиции A99+3%Ti+0,l%SiC(4oHM)- Выбор в качестве матричного сплава алюминия марки А99 обоснован низким содержанием кремния, не превышающим 0,003% (ГОСТ 11069-2001). Сложность и недостаточная точность такого исследования заключается в том, что анализатор фиксирует нахождение элемента не только на поверхности, но и на некоторой глубине отливки. Кроме того, использование алмазной полировочной пасты при подготовке образца, оставило «следы» на его поверхности. В результате чего, наблюдается некоторое увеличение концентрации углерода по краям интерметаллидов (рис. 3.18).
Исследование триботехнических характеристик КС
Особенности фазового строения системы Al-Ni подробно освещены в работах [113, 114]. Однако позднее в работе [115] установлено образование ещё одного соединения Al3Ni5. На рисунке 3.3 представлена диаграмма состояния согласно [113,114], на которой соединение Al3Ni5 не указано.
Со стороны А1 в системе имеет место эвтектическое превращение, температура которого по данным различных авторов колеблется в пределах 630-640 С, а концентрация эвтектической точки - в пределах 2,5-3,06 ат. % (5,3-6,4 масс. %). Температура перитектического превращения, при которой образуется соединение Al3Ni, определена равной 854 С, а концентрация жидкой фазы, участвующей в этом превращении, 15,1 и 15,3 ат. %. Согласно диаграмме состояния Al-Ni в композиции, содержащей до 5 масс. % Ni, образуется соединение Al3Ni. Температура формирования этого алюминида существенно ниже температуры синтеза композиции, а это значит, что соединения алюминия с никелем образуются лишь при кристаллизации композиции.
В свою очередь, экзогенные частицы так же могут вступить во взаимодействие как с жидким расплавом, так и с частицами титана и интерметаллидной фазы. Нашей задачей является оценка вероятности протекания этих реакций, для чего необходимо рассчитать их константы равновесия. Для расчета воспользуемся методом Темкина - Шварцмана, полная методика которого представлена в работе [116]. Исходным уравнением, используемым авторами метода, является AZ% = Ш\п AS2n -Т\ )ACpdT 298 298 При подстановке в это уравнение вместо АСР значений АС0, АСЬ АС2 и ДС_2, вынеся их из-под знака интеграла и разделив все члены этого уравнения на Т, получим
Диаграмма состояния Al-Ni Значения подынтегральных функций этого уравнения могут быть заранее вычислены для различных значений температуры и сведены в таблицу. Обозначив эти функции через Мо, Мь М2 и М_2, получим расчетную форму уравнения:
Результатом взаимодействия является образование в расплаве карбида алюминия и свободного кремния. Определим изобарный потенциал и константу равновесия этой реакции. Данные, необходимые для расчета взяты из работ [117, 118] и приведены в таблицах 3.2 и 3.3. Таблица 3.2 - Значения температурных функций исходных веществ и продуктов взаимодействия реакции 3. Элемент, соединение АН0,ккал/моль S0, кал/(моль«град) Cp=a+bT«10"3+ci 105 а Ъ с -4А1 0 -27,08 -19,76 -11,84 0 -3SiC 37,2 -11,85 -26,79 -9,00 9,21 AI4C3 -46,7 31,3 24,08 31,6 0 3Si 0 13,5 17,28 1,68 -3,27 Таблица 3.3 - Значения подынтегральных функций т,к t,C 1/Т-103 Мо Мг10"3 М210 6 М.2-105 1073,16 800 0,93183 0,5586 0,2798 0,1557 0,2933
Рассчитанные значения ДН298, AS298, АС0, АС і и ДС_2 реакции 3.1 представлены в таблице 3.4. Таблица 3.4 - Значения температурных функций реакции 3. АН 298 AS 298 реакции, реакции, АСо Ad АС.2 кал/моль кал/(моль-град) -9500 5,87 -5,19 12,44-10"3 5,94-105 = — 5,87 - (- 5,19 0,5586 +12,44 10"3 0,2798 103 + 5,94 105 0,2933 10"5 = Т 1073,16 V = -17,04614125 AG8oo = -18293,23694 кал/ моль = -76590,1 кДж/молъ Переход от AGT к lg К осуществляется просто, поскольку т AZT =-RTlgK \ЕКШ =15,602 Остальные реакции, протекающие в расплаве, рассчитываются по аналогичной схеме. Результаты расчётов значений изобарных потенциалов AG8oo и констант равновесия lg Ksoo сведены в таблицу 3.5.
По полученным значениям изобарных потенциалов можно предположить, что наибольшую вероятность образования имеют соединения ТіАІз и ТІС, образующиеся по реакциям 2 и 3. Интерметаллидные соединения алюминия с никелем, согласно диаграмме состояния Al-Ni, при температуре выше 800С в расплаве не образуются и формируются только при кристаллизации композиции. Из диаграммы следует, что при концентрации Ni до 40% масс, образуется соединение Al3Ni. Расчётные данные свидетельствуют о том, что изобарные потенциалы реакций 6 и 7 имеют положительное значение, следовательно, образование их продуктов при данной температуре невозможно. Таблица 3.5 - Изобарный потенциал и константа равновесия реакций взаимодействия фаз
Структуру отливок из КС исследовали на базе ИМЕТ им. А.А. Байкова РАН в сотрудничестве с научной группой под руководством д.т.н. проф. Чернышовой Т.А. Влияние наноразмерных частиц на рост упрочняющей интерметаллидной фазы в зависимости от времени выдержки расплава исследовали в отливках, полученных методом литья в кокиль, на основе алюминия А99 и сплава АК12М2МгН (табл. 3.6).
Анализ микроструктуры отливок, представленных на рис. 3.4 - 3.7 показывает, что при увеличении времени выдержки композиционного расплава после ввода в него армирующих брикетов, размер интерметаллидных фаз возрастает. Средний размер интерметаллидов, формирующихся в отливке без добавок наноразмерных частиц, после 45 мин выдержки композиции достигает 18-20 мкм (рис. 3.4 б, 3.5 б).
Иная ситуация наблюдается при введении в расплав нанопорошков SiC и А120з- Средний размер образующихся при этом интерметаллидных фаз при выдержке 15 мин составляет 6-8 мкм, что свидетельствует о модифицирующем эффекте (рис. 3.4г,е; З.бг). При увеличении времени выдержки до 45 мин размеры интерметаллидных фаз практически не изменяются, что позволяет судить о термостабильности композиции в расплавленном состоянии.
Дополнительное введение наночастиц в расплав, легированный Ті и Ni, также оказывает положительное модифицирующее влияние на морфологию, объёмное содержание и размеры образующихся в расплаве интерметаллидных фаз: форма включений становится более округлой, их количество увеличивается, а средний размер также уменьшается до 6-8 мкм (рис. 3.5г, 3.7г). Таким образом, введение в расплав экзогенных наноразмерных частиц оказывает влияние на структуру композиционного литья, диспергируя матрицу, увеличивая общее количество интерметаллидных фаз и тормозя их рост.
