Содержание к диссертации
Введение
1 Обзор литературы 7
1.1 Горячеломкость при литье 7
1.1.1 Эффективный интервал кристаллизации и его влияние на горячеломкость 8
1.1.2 Линейная усадка в интервале кристаллизации 12
1.1.3 Пластичность сплавов в твердо-жидком состоянии. Температурный интервал хрупкости 14
1.1.4 Влияние структуры и свойств на пластичность сплавов в твердо-жидком состоянии 18
1.1.5 Критерии оценки горячеломкости
1.1.5.1 Критерий пластичности, или запас пластичности 22
1.1.5.2 Критерий скорости деформации 25
1.1.5.3 Критерий прочности 26
1.1.5.4 Альтернативный критерий 27
1.2 Промышленные литейные алюминиевые сплавы 29
1.2.1 Силумины: безмедистые и с добавками меди 30
1.2.2 Литейные сплавы с медью 36
1.2.3 Литейные сплавы с магнием 40
1.2.4 Новые литейные алюминиевые сплавы 44
1.3 Выводы по обзору литературы 45
2 Объекты и методики исследований 46
2.1 Термодинамические расчеты 46
2.2 Объекты исследования, их получение 46
2.3 Определение литейных свойств 47
2.4 Микроструктурные исследования
2.4.1 Световая микроскопия 49
2.4.2 Микрорентгеноспектральный анализ 49
2.4.3 Просвечивающая электронная микроскопия 2.5 Термическая обработка 50
2.6 Определение механических свойств 2.6.1 Испытания на растяжение 50
2.6.2 Измерение твердости 51
2.6.3 Измерение длительной твердости 52
2.6.4 Испытания на высокоцикловую усталость 52
3 Термодинамические расчеты эффективного интервала кристаллизации и температурного интервала хрупкости в сплавах двух- и трехкомпонентных систем на основе алюминия 53
3.1 Термодинамические расчеты эффективного интервала кристаллизации в сплавах двух и трехкомпонентных систем на основе алюминия 53
3.2 Связь эффективного и полного интервалов кристаллизации в сплавах двух- и трехкомпонентных систем на основе алюминия 65
3.3 Термодинамические расчеты температурного интервала хрупкости в сплавах двух- и трехкомпонентных систем на основе алюминия 68
4 Расчет показателя горячеломкости в многокомпонентных сплавах на основе алюминия ... 73
4.1 Термодинамические расчеты эффективного и полного интервалов кристаллизации в сплавах многокомпонентных систем на основе алюминия 73
4.2 Расчет показателя горячеломкости в сплавах на основе системы Al-Si-Mg-Cu 77
4.3 Расчет показателя горячеломкости в сплавах на основе системы Al-Mg-Zn 83
5 Поиск перспективных многокомпонентных композиций на основе алюминия для создания новых сплавов по термодинамическим расчетам 88
5.1 Расчет политермических и изотермических разрезов многокомпонентных систем 89
5.1.1 Система Al-Cu-Mg-Fe-Si-Ni-Mn 89
5.1.2 Система Al-Zn-Mg-Fe-Si-Ni-Mn 92
5.2 Расчетное и экспериментальное исследование фазового состава и химического состава алюминиевого твердого раствора перспективных сплавов исследуемых систем 95
5.2.1 Сплавы на основе системы Al-Cu-Mg-Si 96
5.2.2 Сплавы на основе системы Al-Zn-Mg 99
5.3 Расчетное и экспериментальное определение показателя горячеломкости 103
5.4 Определение механических свойств 105
Выводы по работе 114
Список использованных источников
- Влияние структуры и свойств на пластичность сплавов в твердо-жидком состоянии
- Микроструктурные исследования
- Связь эффективного и полного интервалов кристаллизации в сплавах двух- и трехкомпонентных систем на основе алюминия
- Расчет показателя горячеломкости в сплавах на основе системы Al-Si-Mg-Cu
Введение к работе
Развитие современной науки и техники показало, что для обеспечения высокого качества изделий важны не только эксплуатационные характеристики материалов, но и их технологические свойства.
В современном производстве алюминиевых сплавов исходной заготовкой в подавляющем числе случаев остается слиток для деформируемых сплавов и фасонная отливка - для литейных. Одним из наиболее распространенных видов брака при производстве отливок и слитков является горячеломкость - склонность к образованию кристаллизационных трещин. Проблема горячих трещин особенно остро отражается на разработке и производстве новых высокопрочных и жаропрочных сплавов, так как области их составов чаще всего совпадают с областью составов наиболее горячеломких сплавов. Резко выраженная горячеломкость сплавов при литье, а также сварке плавлением сильно осложняет, а часто делает практически невозможным внедрение в серийное производство новых сплавов с ценными эксплуатационными свойствами. При разработке новых сплавов снижения горячеломкости достигают обычно в результате трудоемких экспериментальных исследований. В связи с этим необходим такой научно обоснованный подход к разработке новых и улучшению существующих сплавов, при котором наряду с получением высокой прочности, жаропрочности и других эксплуатационных свойств обеспечивалась бы высокая сопротивляемость сплавов образованию кристаллизационных трещин.
За последние десятилетия было предложено несколько критериев оценки склонности сплавов к образованию кристаллизационных трещин: критерии прочности, пластичности и скорости деформации и альтернативный критерий (для полунепрерывного литья слитков). Все перечисленные критерии определяются либо экспериментальным, либо экспериментально-расчетным путем. Выбор необходимого критерия (или разработка нового) определяется спецификой технологии литья, наличием необходимых свойств и параметров и должен быть подтвержден путем проведения экспериментальных исследований. При этом ни один из существующих критериев не позволяет рассчитывать показатель горячеломкости литейных сплавов по технологическим пробам. В связи с этим поиск универсального критерия, позволяющего рассчитывать показатель горячеломкости литейных сплавов по их составу является весьма актуальной задачей. Такой критерий будет неотъемлемым дополнением к методам математического моделирования и термодинамическим расчетам, которые начинают широко использоваться при разработке новых сплавов для прогнозирования практически полного комплекса эксплуатационных свойств.
Цель работы
Целью работы является создание расчетного метода, позволяющего определять показатель горячеломкости литейных алюминиевых сплавов, и применение данного метода в комплексе с термодинамическими расчетами многокомпонентных фазовых диаграмм для создания новых высокотехнологичных сплавов.
Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:
-
Исследовать связь расчетной величины эффективного интервала кристаллизации с показателем горячеломкости в сплавах двух-, трех- и многокомпонентных систем на основе алюминия.
-
На основании изученной связи разработать методику расчета величины показателя горячеломкости в литейных промышленных и экспериментальных сплавах многокомпонентных систем на основе алюминия.
3. С использованием разработанной методики расчета показателя горячеломкости,
термодинамических расчетов политермических и изотермических разрезов
многокомпонентных диаграмм состояния, фазового состава и состава алюминиевого
твердого раствора провести поиск перспективных составов новых высокотехнологичных
сплавов на основе систем Al-Cu-Mg и Al-Zn-Mg с добавками Mn, Si, Fe и Ni.
Научная новизна
-
Предложена методика расчета величины эффективного интервала кристаллизации в многокомпонентных сплавах на основе алюминия с использованием термодинамических расчетов неравновесной кристаллизации по модели Шайля.
-
Показана хорошая сходимость между расчетной и экспериментально определенной величиной эффективного интервала кристаллизации в двойных системах Al-Cu, Al-Mg и А1-Si. В изученных тройных системах Al-Cu-Mg, Al-Cu-Si и Al-Si-Mg установлена аналогичная двойным корреляция показателя горячеломкости и расчетной величины эффективного интервала кристаллизации на лучевых разрезах, когда все сравниваемые сплавы кристаллизуются по однотипным реакциям с участием одинаковых фаз.
3. Установлена линейная связь показателя горячеломкости с расчетной величиной
эффективного интервала кристаллизации в пределах двух групп сплавов на основе систем
Al-Cu-Mg-Si и Al-Zn-Mg с добавками Mn, Ni, Fe в области концентраций легирующих
элементов, близких к концентрациям их в промышленных сплавах тех же систем.
Практическая значимость
1. Разработана методика расчета показателя горячеломкости по величине
эффективного интервала кристаллизации во всех промышленных, а также
экспериментальных сплавах на основе систем Al-Cu-Mg-Si и Al-Zn-Mg с добавками Mn, Ni,
Fe (НОУ-ХАУ № 22-013-2013 ОИС от 24 мая 2013 г.).
2. С использованием предложенной методики в комплексе с термодинамическими
расчетами многокомпонентных фазовых диаграмм разработан высокотехнологичный,
жаропрочный сплав на основе системы Al-Cu-Mg, предназначенный для производства
блоков цилиндров автомобильных двигателей.
3. Предложены составы и режимы термической обработки новых композиций на
основе системы Al-Zn-Mg, перспективных для создания литейного сплава с повышенной
рабочей температурой (НОУ-ХАУ № 23-013-2013 ОИС от 24 мая 2013 г.).
Апробация работы
Основные материалы диссертационной работы доложены и обсуждены
На Международной научной школе для молодежи «Материаловедение и металлофизика легких сплавов», Екатеринбург, 8-12 ноября 2010 г.
На II Всероссийской молодежной школе-конференции Современные проблемы металловедения, Пицунда, Абхазия, 16-20 мая 2011.
На XII Международной научно-технической Уральской школе-семинаре молодых ученых-металловедов, Екатеринбург, 2011.
На Семинаре, посвященном 110-летию академика А.А. Бочвара, Москва, МИСиС, 8 ноября 2012 г.
Результаты диссертационной работы отражены в 10 публикациях.
Структура и объем диссертации
Диссертация состоит из 5 глав, 8 выводов, библиографического списка из 108 наименований. Работа изложена на 123 страницах машинописного текста, содержит 26 таблиц и 65 иллюстраций.
Влияние структуры и свойств на пластичность сплавов в твердо-жидком состоянии
Современные представления о зависимости горячеломкости от состава в двойных системах ведут начало от работ А.А. Бочвара [1], связывающего склонность к образованию горячих трещин с величиной той части интервала кристаллизации, которая заключена между температурой начала линейной усадки и солидусом. Так как этот эффективный интервал кристаллизации при добавлении к чистому металлу второго компонента возрастает вплоть до концентрационной границы появления эвтектики в неравновесных условиях, а затем постепенно падает до нуля, то и горячеломкость, по заключению А.А. Бочвара, должна изменяться с составом по кривой с максимумом, расположенным на оси концентраций вблизи неравновесной границы появления эвтектики.
Рассмотрим более детально влияние состава на горячеломкость сплавов эвтектической системы, проводя сопоставление экспериментальных данных с диаграммой состояния. Так как при литье и сварке всегда развивается дендритная ликвация, то вполне естественно, что неравновесность кристаллизации учитывалась, начиная с самых ранних работ, анализировавших зависимость горячеломкости от состава [13].
От равновесной диаграммы состояния неравновесная отличается сдвинутой в сторону чистого компонента концентрационной границей появления эвтектики и, соответственно, сдвинутой туда же линией солидуса, а также пониженной температурой эвтектической кристаллизации. Переохлаждение эвтектики сравнительно невелико и обычно намного меньше эффективного интервала кристаллизации. Сдвиг же границы появления эвтектики от точки предельной растворимости в сторону ординаты компонента оказывает решающее влияние на состав сплава с максимальной горячеломкостыо. В системах на основе алюминия уже при медленном охлаждении сплавов с печыо наблюдается сильный сдвиг границы появления эвтектики от точки предельной растворимости, а при охлаждении образцов в интервале кристаллизации со средней скоростью порядка 100 К/мин эвтектика в большинстве систем появляется при содержании лишь десятых долей процента второго компонента [15].
Эффективных! интервал кристаллизации при добавлении к чистому металлу второго компонента возрастает, достигает максимума на концентрационной границе появления эвтектики и затем постепенно уменьшается до нуля в точке совпадения температуры начала линейной усадки с эвтектической горизонталью. По А.А Бочвару [1, 13] горячеломкость тем больше, чем больше эффективный интервал кристаллизации, и поэтому состав сплава должен совпадать с границей появления эвтектики. В работе А.А. Бочвара и З.И. Свидерской [13] отмечалось, что в системе А1 - Си сплав с максимальной горячеломкостыо содержал, по данным микроскопического анализа, небольшое количество эвтектики. Дальнейшее накопление экспериментальных данных показало, что во многих системах максимум на кривой «горячеломкость - состав» несколько сдвинут, по сравнению с границей появления эвтектики, в сторону большей концентрации легирующего элемента.
Наиболее подробно проблема горячеломкости была рассмотрена в монографии И.И.Новикова [15], которая не утратила своей актуальности до сих пор. По [15] причину несовпадения максимумов горячеломкости и эффективного интервала кристаллизации можно понять, если учесть влияние на горячеломкость пластичности и линейной усадки и зависимости этих свойств от состава сплава.
Рассмотрим в качестве примера систему Al-Cu. Горячеломкость и концентрационную границу появления эвтектики определяли на одних и тех же образцах -кольцевых пробах при средней скорости охлаждения в интервале кристаллизации 350 К/мин. Если использовать алюминий чистотой 99,96 %, то сплав с максимальной горячеломкостыо содержит 0,7 % Си1, а граница появления неравновесной эвтектической составляющей проходит при 0,2 % Си. У малолегированных сплавов Al-Cu в нижней части интервала кристаллизации остается очень немного жидкой фазы в виде изолированных включений, не
Здесь и далее в тексте концентрация легирующего элемента указана в массовых долях, % вызывающих межкристаллитного разрушения. Поэтому у таких сплавов нижняя граница температурного интервала хрупкости (понятие температурного интервала хрупкости рассмотрено в п. 1.1.4) находится значительно выше неравновесного солидуса (эвтектической температуры), а сам интервал хрупкости значительно уже эффективного интервала кристаллизации. С увеличением содержания меди интервал хрупкости расширяется. Вместе с тем, у сплавов, содержащих до 1 % Си, относительное удлинение внутри интервала хрупкости находится на очень низком уровне и практически не зависит от состава. Так как повышение содержания меди до 0,7 - 1 % не изменяет относительного удлинения в интервале хрупкости, но расширяет его и увеличивает в нем линейную усадку, то запас пластичности (понятие запаса пластичности рассмотрено п. 1.1.6.1) в твердо-жидком состоянии уменьшается. При увеличении содержания меди свыше 1 % интервал хрупкости еще продолжает расширяться, но при этом, благодаря увеличению количества жидкой фазы по границам зерен, значительно возрастает относительное удлинение, и запас пластичности увеличивается.
Точно определить состав наиболее горячеломкого сплава можно только прямыми опытами. Но в практическом отношении немаловажно, что по микроструктуре можно ориентировочно оценить сравнительно узкую область составов, где следует ожидать появления максимума горячеломкости. Это - область сплавов с концентрацией легирующих элементов несколько большей, чем на границе появления эвтектики в данных неравновесных условиях кристаллизации, область, где сплавы содержат не более десятых долей процента неравновесной эвтектики.
Сплавы, находящиеся в области составов от точки пересечения линии температуры начала линейной и эвтектической горизонтали до эвтектической, казалось бы, вообще не должны быть горячеломкими, так как эффективный интервал у них равен нулю, а кристаллизация эвтектики, протекающая при постоянной температуре, сама по себе не должна вызывать образования усадочных трещин. В действительности же на сложных фасонных отливках можно встретить кристаллизационные трещины и в этой группе сплавов. Из-за градиента температур усадка одних частей отливки, успевших полностью затвердеть, вызывает растяжение соседних более горячих участков, находящихся еще в стадии кристаллизации эвтектики. Растяжение участков, где имеется остаточная жидкая фаза, может привести к образованию кристаллизационных трещин. Таким образом, сплавы с нулевым эффективным интервалом кристаллизации могут проявлять горячеломкость, т.е. не существует абсолютно негорячеломких сплавов [15].
Объясняя причину снижения горячеломкости при увеличении количества эвтектики в сплаве, на первое место часто ставят способность эвтектической жидкости залечивать образующиеся трещины. С этим И.И.Новиков [15] не соглашается, так как эвтектика не обладает какой-то особой, резко отличной от неэвтектической жидкости способностью заполнять возникающие трещины. Снижение горячеломкости при увеличении количества эвтектики в сплаве происходит благодаря росту запаса пластичности в твердо-жидком состоянии, а последний увеличивается как в результате повышения удлинения в интервале хрупкости, так и уменьшения линейной усадки. Главной причиной этого является увеличение количества жидкой фазы, кристаллизующейся в последнюю очередь при постоянной температуре. Такой фазой может быть не только эвтектика, но и жидкость перитектического состава и фаза, кристаллизующаяся в точке минимума на диаграмме непрерывного ряда твердых растворов. Другой фактор, благоприятно сказывающийся на пластичности и линейной усадке в твердо-жидком состоянии - измельчение зерна, в особенности сужение зоны столбчатых кристаллов, происходящее при увеличении количества эвтектики в сплаве [15].
Микроструктурные исследования
Металлографические исследования сплавов проводили на световом микроскопе (СМ) Neophot - 30. Шлифы для микроструктурных исследований подготавливали на шлифовально - полировальных установках Struers Labopol-5 и Metkon. Исследования в СМ позволяют быстро провести качественный анализ микроструктуры.
Микрорентгеноспектральный анализ проводили на электронном сканирующем микроскопе (СЭМ) TESCAN Vega 3 LMH с энерго-дисперсионным детектором Х-Мах 80. Метод микрорентгеноспектрального анализа использует возбуждение характеристического рентгеновского излучения пучком электронов - «электронный зонд». Этот зонд может быть сфокусирован с помощью электронных линз до размеров 0,1-1 мкм, что позволяет анализировать состав микроучастков или элементов микроструктуры сплава.
Качественный элементный состав микрообъемов определяется сравнением наблюдаемых и табличных энергий характеристического излучения. Благодаря влиянию различных факторов при использовании данного метода более тяжелые элементы в матрице из более легких дают заниженные значения концентрации. Поэтому при расчете состава вводили следующие поправки: поправка на поглощение, поправка на атомный номер, поправка на флуоресцентное возбуждение.
Подготовку образцов для просвечивающего электронного микроскопа (ПЭМ) проводили в 2 этапа: 1 - формирование лунки электролитическим утонением на установке Struers Tenupol-5; 2 - ионное травление образца до образования отверстия на установке PIPS (Precision Ion Polishing System, Gatan). В процессе приготовления образец подвергался бомбардировке ионами аргона с двух сторон, чтобы избежать переосаждения распыленного материала.
Для проведения структурных исследований применялся просвечивающий электронный микроскоп JEM 2100 высокого разрешения, фирмы JEOL, Япония. Микроскоп JEM 2100 имеет разрешение по точкам 2,3 А и по линиям - 1,4 А, максимальное ускоряющее напряжение 200 кВ и прямое увеличение составляет до 1,5 млн. раз. В качестве источника электронов используется катод ЬаВб.
Слитки термически обрабатывали в муфельных электрических печах с вентилятором с точностью поддержания температуры около 1 К. Выдержку под закалку проводили в печи Nabertherm (максимальная рабочая температура 650 С), а старение в печи Snol -1,6.2,3.0,8/9-М1 (максимальная рабочая температура 350 С).
Испытания на растяжение проводили на универсальной испытательной машине Z250 Zwick/Roell в комплексе с автоматическим датчиком продольной деформации, высокотемпературной печыо, с записью диаграммы растяжения, по которой определяли механические свойства образцов: значение предела прочности, условного предела текучести и относительного удлинения при различных температурах. Из-за низкой пластичности условный предел текучести не всегда можно было определить.
Перечисленные характеристики определяли стандартным методом испытаний на одноосное растяжение цилиндрических образцов, изготовленных по российскому стандарту [97]. Для определения характеристик при комнатной температуре использовали точеные образцы со следующими размерами: рабочая длина образца 1раб = 30мм, диаметр рабочей части 0 6 мм (рисунок 2.4). Скорость движения захватов машины при испытании составляла 4 мм/мин. Испытывали по 5-6 образцов для каждого состояния сплавов. Стандартная ошибка в определении среднего значения была в пределах ± 15 МПа.
Для определения механических свойств образцов по схеме одноосного растяжения при повышенных температурах (Т = 200 и 250 С) использовали точеные образцы со следующими размерами: рабочая длина образца 1раб = 40 мм, диаметр рабочей части 0 4 мм. Скорость движения захватов машины при испытании составляла 4 мм/мин. Испытывали по 3 образца для каждого состояния сплавов. Стандартная ошибка в определении среднего значения была в пределах ±10 МПа.
Твердость определяли методом Бринелля [98, 100] на твердомере ТШ-2 при диаметре стального шарового индентора 5 мм. На индентор подавалась нагрузка в 2500 Н в течение 15 секунд [98, 99]. При проведении экспериментов использовалось 3-5 отпечатков на каждое состояние. Стандартная ошибка в определении среднего значения была в пределах ± З НВ. 2.6.3 Измерение длительной твердости
Для экспресс оценки высокотемпературных свойств сплавов проводили измерения длительной твердости. В качестве установки для измерений использовалась стандартная машина для определения твердости по Бринеллю с установленной на ней печью сопротивления для поддержания температуры испытания. Испытания проводились при температуре 250 С с точностью поддержания температуры приблизительно 5 С. Образец находился под нагрузкой в 1565 Н в течение часа.
Испытания на высокоцикловую усталость проводили на цилиндрических образцах согласно ГОСТ 25.502 - 79. Определение усталостной долговечности (числа циклов до разрушения) проводили на испытательной машине Instron RRM-A2 по схеме консольного изгиба (изгиб с вращением) при различных максимальных напряжениях цикла (80-140 МПа). По результатам испытаний определяли предел усталости - наибольшее максимальное напряжение цикла на базе 10 циклов до разрушения.
Основные параметры испытаний, были следующими: а) частота испытаний составляла 10000 об/мин; б) температура испытаний 150 С; в) время прогрева образца до заданной температуры 30 мин.
Связь эффективного и полного интервалов кристаллизации в сплавах двух- и трехкомпонентных систем на основе алюминия
Показатели пластичности в твердо-жидком состоянии, как характеристики сопротивляемости хрупкому разрушению, являются очень важными для горячеломкости сплавов при литье [15, 38]. При кристаллизации внутри ТИХ сплав должен обладать некоторым удлинением. В противном случае при затрудненной усадке в отливке из-за абсолютной хрупкости сплава всегда бы неизбежно образовывались трещины, чего в действительности не наблюдается. Сплавы разного состава и даже на разных основах различаются относительным удлинением в интервале хрупкости обычно не более чем на несколько десятых долей процента.
На первый взгляд может показаться, что значения относительного удлинения выше солидуса и тем более их изменения при переходе от одного сплава к другому настолько малы, что они не представляют никакого практического интереса и их можно не учитывать. Такая точка зрения основывается на привычных представлениях о роли относительного удлинения в определении эксплуатационных характеристик изделия. Однако на самом деле небольшие изменения удлинения в твердо-жидком состоянии являются ответственными за изменения горячеломкости при литье и сварке и представляют поэтому большой практический интерес.
И.И.Новиков [15] показал, что ширина ТИХ в твердо-жидком состоянии у разных сплавов весьма различна. У одних сплавов она составляет несколько градусов, а у других -сотни градусов. В монографии [15] представлены зависимости пластичности от температуры в сплавах систем А1 - Си и А1 - Mg (кривая 1 на рисунках 3.18 и 3.19). Видно, что почти у всех сплавов системы AI-Mg минимальный уровень пластичности выше в 2-3 раза по сравнению со сплавами системы А1 - Си.
Поскольку экспериментальное определение температурного интервала хрупкости очень трудоемко, весьма полезно попытаться определить его расчетным путем. Программа Thermo-Calc позволяет рассчитывать массовую долю жидкости (QM) В зависимости от температуры неравновесной кристаллизации. Объемную долю жидкости (QL) определяли по формуле 1 через рассчитанную в программе Thermo-Calc массовую долю жидкости (QM) И плотность сплава (pL), соответствующего составу жидкости при заданной температуре, считая, что жидкость ведет себя как самостоятельно кристаллизующийся сплав: м
На рисунках 3.18 и 3.19 представлены заимствованные из [15] зависимости относительного удлинения 5 (кривая 1) и рассчитанной объемной доли жидкой фазы QL (кривая 2) от температуры в двойных сплавах систем Al-Cu и Al - Mg. Как видно из рисунков 3.18 и 3.19, относительное удлинение (кривые 1) достаточно хорошо коррелирует с объемной долей жидкой фазы (кривые 2) в верхней части температурного интервала хрупкости.
Проведенный анализ экспериментальных зависимостей пластичности в ТИХ и рассчитанной доли жидкой фазы показывает, что в сплавах системы А1 - Си нижняя граница температурного интервала хрупкости соответствует примерно 10 % жидкой фазы, а в сплавах системы А1 - Mg - примерно 20 % жидкой фазы. Наличием большего количества жидкой фазы в температурном интервале хрупкости в сплавах системы Al-Mg можно объяснить их большую пластичность. Так же сплавы системы Al-Mg имеют значительно меньшую величину усадки (е = 0,13-0,17%) в температурном интервале хрупкости, чем сплавы системы Al-Cu (є = 0,15-0,28 %) [15, 17]. В результате величина запаса пластичности у сплавов Al-Mg больше, чем в сплавах на основе системы Al-Cu. Так для сплавов А1-3,5%Си и А1-5%Си величина ЗП составляет 0,12 и 0,28 % (таблица 1.1), соответственно. В то время как по результатам расчетов по зависимостям S и є-Т [15] в сплавах Al-2,5%Mg и Al-7%Mg ЗП составляет 0,15 и 0,45 %, соответственно. В результате магналии, имея больший ЗП при широком ЭИК, имеют лучшую горячеломкость.
Разные сплавы могут различаться не только шириной температурного интервала хрупкости выше солидуса и величиной относительного удлинения в этом интервале, но и самим характером температурной зависимости удлинения в твердо-жидком состоянии. Для многих тройных и многокомпонентных сплавов характерно наличие своеобразной «ступеньки» в интервале хрупкости (рисунок 3.20).
Как видно на рисунке 3, пластичность сплавов тройных систем также достаточно хорошо коррелирует с количеством жидкой фазы. Однако в целом необходимо отметить, что все экспериментальные температурные зависимости относительного удлинения построены по результатам их растяжения при нагреве. Реальные (полученные при кристаллизации до разных температур) зависимости будут несколько отличаться, так как при нагреве происходит частичное растворение неравновесного избытка фаз, к чему особенно чувствительны низколегированные сплавы. В связи с этим в низколегированных сплавах ТИХ смещается в сторону более высоких температур. Реальные же кривые, построенные при кристаллизации, скорее всего, будут более четко коррелировать с количеством жидкой фазы. При этом установленная корреляция представляет на данном этапе только качественный интерес, практически использовать расчет количества жидкой фазы для определения пластичности сплавов в ТИХ весьма затруднительно, особенно применительно к многокомпонентным сплавам. Для них расчет объемной доли фаз в твердо-жидком состоянии представляется сложным из-за отсутствия данных об изменении плотности фаз вплоть до температуры плавления.
Расчет показателя горячеломкости в сплавах на основе системы Al-Si-Mg-Cu
Проанализирована связь рассчитанных полного и эффективного интервалов кристаллизации с экспериментально определенным ПГ в промышленных и экспериментальных сплавах различных систем. Показана хорошая корреляция ЭИК с ПГ для сплавов, относящихся к одной группе сплавов. В то же время корреляция между ПИК и ЭИК исследованных сплавов практически полностью отсутствует. При этом необходимо отметить важную закономерность вытекающую из анализа связи ПГ с рассчитанной величиной ЭИК: все существующие литейные алюминиевые сплавы можно разделить на две группы по возможности расчетной оценки их склонности к образованию кристаллизационных трещин. В первую группу можно выделить сплавы на основе систем Al-Si (все силумины) и Al-Cu-(Mg) с величиной рассчитанного ЭИК менее 100 С, а во вторую - сплавы Al-Mg-(Zn) с ЭИК большим 100 С. Такое разделение весьма условно и связано в основном с большой разницей в температуре неравновесного солидуса в сплавах рассматриваемых систем (505-577 С в сплавах систем Al-Si и Al-Cu-(Mg)-(Si) и менее 450 С в сплавах системы Al-Mg-(Zn)), что и обуславливает большую разницу в величине ЭИК.
Все имеющиеся экспериментальные данные по ПГ для промышленных сплавов получены по кольцевой полукокильной пробе [15,57,58]. Далее будут приведены результаты расчетов и экспериментального определения ПГ (карандашная проба) по расчетной величине ЭИК в двух выделенных группах сплавов. К первой группе отнесены сплавы на основе системы Al-Si-Cu-Mg дополнительно легированных Zn, Fe, Ni и Мп. Эта базовая система большинства промышленных литейных сплавов на алюминиевой основе -2хх (Al-Cu, Al-Cu-Mg), Зхх (Al-Si-Cu, Al-Si-Mg, Al-Si-Cu-Mg), 4xx (Al-Si) серий - в качестве основных легирующих элементов в которых используются в разных сочетаниях именно Si, Си и Mg [57, 58]. Ко второй группе - сплавы на основе систем Al-Mg (5хх серия) и Al-Zn-Mg-(Cu) (7хх серия).
В таблицах 4.2 и 4.3 приведены составы исследованных 28 промышленных сплавов на основе систем Al-Si, Al-Si-Mg, Al-Si-Cu-Mg и Al-Cu-(Mg) и экспериментальных сплавов многокомпонентной системы Al-Si-Mg-Cu с добавками Мп, Fe, Ni и Zn в широком диапазоне концентраций легирующих элементов. Рассматриваемые промышленные сплавы являются российскими [55], но в таблицах 4.2 и 4.3 также приведены марки их американских аналогов [56]. Выбор составов экспериментальных композиций осуществлялся исходя из составов промышленных сплавов тех же систем. Так, концентрация основных матричных упрочнителей находится в интервале (5-6,5)%Си и (0,5-2)%Mg, Si варьировался от 0,5 до 7%. Концентрация добавок Мп, Fe и Ni находится в интервале 0,6-4% с целью получения различной расчетной величины ЭИК.
Для представленных в таблице 4.2 сплавов был экспериментально определен ПГ по карандашной пробе и рассчитан ЭИК для различного количества твердых фаз от 65 до 85 %. По полученным данным построены зависимости ПГ от ЭИК (рисунок 4.4). Видно, что зависимость ПГ от ЭИК, определенного для 65 % твердых фаз (рисунок 4.4а) наилучшим образом описывается линейным уравнением с достоверностью аппроксимации R =0,93:
Расчеты для 75 и особенно 85 % твердых фаз показывают сильные отклонения от линейной зависимости ПГ от ЭИК (рисунок 4.4 б, в). Таблица 4.2. ПГ в сравнении с рассчитанной величиной ЭИК для первой группы исследуемых сплавов
Можно отметить достаточно хорошую сходимость экспериментально определенного ПГ и рассчитанного по ЭИК с использованием уравнения 4.1 во всех рассмотренных многокомпонентных промышленных и экспериментальных сплавах. Рисунок 4.5 наглядно иллюстрирует полученные результаты. При этом средняя ошибка расчета ПГ составляет 5 %, а максимальная не превышает 15 %, что сопоставимо с погрешностью эксперимента. Также весьма важным является достаточно хорошая корреляция показателей горячеломкости, определенных по разным технологическим пробам. Рисунок 4.6 показывает данную взаимосвязь на примере зависимости ПГ, определенного по кольцевой полукокильной пробе, от ПГ полученного по карандашной пробе для сплавов (№№ 2-7, 12, 13 по таблице 4.1, №№ 2-5, 7 по таблице 4.2 и №№ 1-3 по таблице 4.3) для которых имеются значения ПГ по обеим пробам.
Отклонения от линейной зависимости ПГ от ЭИК (рисунок 4.5) и расхождения между расчетными и экспериментальными данными, а также некоторые «аномалии», наблюдаемые в сплавах различных подсистем, можно объяснить тем, что величина ЭИК как уже было сказано ранее является не единственным фактором, определяющим горячеломкость. Важными факторами являются также прочность и пластичность сплавов в твердо-жидком состоянии внутри температурного интервала хрупкости, которая определяется структурой и количеством жидкости в нижней части интервала кристаллизации [6, 14]. Судить о структуре исследованных промышленных и экспериментальных многокомпонентных сплавов в твердо-жидком состоянии весьма сложно. Но можно отметить, что расчет неравновесной кристаллизации по модели Shell показывает, что во всех сплавах ниже температуры соответствующей верхней границе ЭИК (температура образования 65 % твердых фаз) идет кристаллизация по эвтектическим и перитектическим реакциям. В большинстве рассмотренных промышленных сплавов кристаллизация начинается с образования первичных кристаллов (А1) с последующим протеканием эвтектических и перитектических реакций (рисунок 4.7а).
Исследованные экспериментальные сплавы можно назвать заэвтектическими, поскольку в них первично кристаллизуются интерметаллические фазы. Алюминиевый твердый раствор в них кристаллизуется в составе последующих эвтектических и перитектических реакций. Так, например, в сплаве Al-5Cu-l,5Mg-l,5Mn-l,2Fe-l,7Si первично кристаллизуется фаза a (Alis(Fe,Mn)3Si2), затем протекает эвтектическая реакция L— (А\)+ а вплоть до образования 65 % твердых фаз (рисунок 4.76). При этом стоит отметить, что первично кристаллизующиеся интерметаллиды практически не вносят вклад в формирование кристаллического каркаса из-за очень малого их количества (до 5 % масс). Кристаллический каркас формируется в процессе протекания эвтектических и перитектических реакций, в которых объемная доля (А1) является превалирующей. По результатам анализа микроструктуры исследованных сплавов объемная доля (А1) составляет 85-90 %.
Похожие диссертации на Расчет показателя горячеломкости и его использование при разработке новых литейных алюминиевых сплавов
