| |||||
МЕНЮ
| Исследование горячеломкости литейных сплавов на основе систем Al-Si, Al-Cu, Al-Si-Cup> Вот ещё один пример измерения горячеломкости. Образцы в виде брусов отливались в песчаную форму, в полости которой с торцов были вставлены шпильки. С одного торца шпилька, «схватываемая» затвердевающим металлом, жёстко соединяла каждый образец с опокой, а с другого торца шпилька свободно проходила через отверстие в опоке. На конце этой шпильки с внешней стороны опоки была насажена гайка, и зазор между ней и опокой позволял проходить свободной усадке образца. Величина этого зазора, а следовательно, и степень затруднения усадки устанавливались заранее и были различными для разных образцов. Горячеломкость оценивалась по критической величине зазора, соответствующей появлению трещин. Рассмотренная проба оказалась малочувствительной и в дальнейшем не нашла применения. Ни одна из существующих проб не может быть признана универсальной и пригодной для решения любых задач, связанных с изучением горячеломкости при литье. Такой универсальной пробы, по всей видимости, вообще невозможно разработать, хотя бы потому, что в одном опыте принципиально нельзя воспроизвести условия разных способов литья (в песчаную форму, в кокиль, непрерывного и т.д.) При решении разных задач выдвигаются разнообразные и часто прямо противоположные требования к пробе на горячеломкость. 4. ХАРАКТЕРИСТИКА НЕКОТОРЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ 1. Сплавы на основе системы алюминий – кремний Модифицирование натрием (используются также Li, K, Sr) резко
измельчает включения кремния в эвтектике, в результате повышается комплекс
пластических свойств, что, в свою очередь, приводит к отсутствию склонности
к образованию горячих трещин. Небольшое количество хрупкого кремния в
эвтектике и модифицирование структуры позволяют использовать сплавы с
наилучшим комплексом литейных свойств (сплав АЛ2 (АК12)). Доэвтектические
сплавы с 5-9% Si и другими добавками также находят широкое применение (АЛ4 Примеси железа в сплавах Al – Si образуют сложное соединение ? (Al – Сплав АЛ2(АК12) (11.7% Si) – единственный промышленный двойной сплав
системы Al – Si. Он характеризуется невысокими механическими свойствами,
которые в зависимости от условий литья и размеров сечения отливки сильно
колеблются. [pic] Рис.9 Диаграмма состояния Al – Si
пористости. Из сплава получают плотные, герметические отливки с
концентрированной усадочной раковиной. Линейная усадка не превышает 0.8%. 1.4.2. Сплавы на основе системы алюминий – медь 1. Значительная предельная растворимость в твёрдом состоянии (Cp = 5.65% Cu) и её быстрое уменьшение с понижением температуры определяют возможность упрочняющей термической обработки сплавов (закалка + старение). Упрочняющей фазой являются дисперсные вторичные выделения CuAl2. Часть меди сохраняется в твёрдом растворе и дополнительно упрочняет сплав по растворному типу. Повышенная прочность и жаропрочность – основные достоинства сплавов Al – Cu. 2. Эвтектическая точка сдвинута к интерметаллиду (Cэ = 33%), поэтому эвтектика более чем на половину (по объёму) состоит из хрупкого и твёрдого соединения CuAl2. В результате сплавы эвтектического состава (с наилучшими литейными свойствами) совершенно не пригодны к использованию из-за высокой хрупкости. Кроме того, значительное содержание меди приводит к заметному увеличению плотности: от 2.7 для чистого Al до 3.3 г/см3 для сплава с 10% Cu. Указанные обстоятельства ограничивают концентрацию добавок меди в литейных сплавах с нижней стороны 1.0 – 1.5% (для обеспечения достаточного растворного упрочнения), с верхней стороны 6 – 8% (во избежание излишней хрупкости из-за образования CuAl2). 3. Невысокая температура плавления эвтектики (tэ = 548 °С) в сочетании с большим значением Ср приводит к образованию в промышленных сплавах широкого интервала кристаллизации (? tкр ? 100 °C). Такие сплавы отличаются пониженной жидкотекучестью, склонностью к пористости и образованию горячих трещин, в них сильно развита ликвация; неравновесная эвтектика проявляется уже при 1.5 – 2.5% Cu. Таким образом, на примере сплавов Al – Cu мы встречаемся с характерной ситуацией, когда для получения требуемого комплекса механических свойств приходится пожертвовать литейными технологическими свойствами. [pic] Рис.10 Часть диаграммы состояния Al – Cu Сплав (АЛ7) (Cu 4.5%) упрочняется по растворному типу, а также за счёт дисперсных выделений фазы CuAl2. Кроме того, примеси железа и кремния образуют нерастворимые железосодержащие фазы, выделяющиеся в виде ободков по границам дендритных ячеек. Термическая обработка заключается в закалке от 515°С в горячей воде и искусственном старении при 150°С в течение 2 – 4 часов. Сплав АЛ7 имеет повышенную усадку (1.4%), склонен к образованию горячих трещин и поэтому не рекомендуется для литья в кокиль. Он применяется для литья средне нагруженных деталей, небольших по размеру. Сплав АЛ19 (АМ5) (Cu 4.9%; Mn 0.8%; Ti 0.2%). Марганец и титан образуют
сложные интерметаллидные фазы: Ti (Al12Mn2Cu) и TiAl3 (примеси железа
жёстко ограничены). Эти фазы совместно с CuAl2 формируют твёрдый каркас по
границам дендритных ячеек и придают сплаву повышенную жаропрочность. Таблица 3. |Сплав |АЛ8 |АЛ2(АК12) |АЛ4(АК9ч) |АЛ7 |АЛ5(АК5м) | По этим показателям сплавы системы Al – Cu значительно превосходят сплавы
системы Al – Si. 2. Сплавы системы алюминий – кремний – медь ГЛАВА 2. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ 1. МЕТОДИКА ПРИГОТОВЛЕНИЯ ОПЫТНЫХ СПЛАВОВ Для приготовления опытных сплавов использовалась электрическая печь сопротивления шахтного типа мощностью 10 КВт с выемным графито - шамотовым тиглем ёмкостью 10 марок. В качестве шихтовых материалов использовались: 1. Al чушковой марки А99 2. Силумин чушковой Сил 00 3. Электролитическая медь марки М 00 4. Лигатура двойная Al – Ti или соль K2TiF6 5. Лигатура двойная Al – Zr или соль K2ZrF6 Металл разливался в заранее приготовленные формы специальных технологических проб для определения горячеломкости. 2.2. ИССЛЕДОВАНИЕ ГОРЯЧЕЛОМКОСТИ СПЛАВОВ СИСТЕМ Al – Si, Al – Cu, Al – Si Для оценки горячеломкости сплавов системы Al – Si были выбраны
концентрации 0.25, 0.5,1.0, 1.5, 2.0, 3.0, 5.0 % Si. Были выплавлены
соответствующие составы исследуемых сплавов и отлиты технологические пробы. На рисунке 12 представлена кривая изменения горячеломкости сплавов
системы Al – Si в зависимости от содержания второго компонента. Видно, что
максимум горячеломкости соответствует сплаву, содержащему 0.25% Si. При
дальнейшем увеличении концентрации кремния горячеломкость снижается и при
содержании более 2% становится равной нулю. Снижение горячеломкости
происходит благодаря уменьшению линейной усадки в интервале кристаллизации Рис.11 Отливка технологической пробы на горячеломкость [pic] Рис.12 Изменение горячеломкости сплавов системы Al – Si На том же рисунке (12) приведено значение горячеломкости сплава, содержащего 0.25% Si с добавкой модификатора, в качестве которого использовался Zr в количестве 0.1%. Видно, что введение модификатора не оказывает влияния на снижение горячеломкости. На рисунке 13 представлено изменение горячеломкости сплавов системы Модифицирование сплава данного состава так же, как и в предыдущем случае, не приводит к снижению горячеломкости. При увеличении содержания меди в этой системе после точки максимальной горячеломкости снижение горячеломкости протекает более умеренно, чем в системе Al – Si. После некоторого снижения, при содержании меди, равном 4%, вновь наблюдается увеличение горячеломкости, и лишь при концентрациях меди выше 4% имеет место заметное снижение горячеломкости. Появление второго максимума горячеломкости объясняется в данном случае развитием обратной ликвации (микроструктурный анализ показал, что в кольцевых пробах сердцевина сильно обеднена медью, а поверхностные слои обогащены ею по сравнению с нормальной структурой сплава). В тройной системе Al – Si – Cu (рисунок 14) при увеличении концентрации кремния и меди существенное снижение склонности к образованию горячих трещин после достижения максимума горячеломкости (42.5 мм) обуславливается главным образом влиянием кремния (образованием эвтектической составляющей). Уже при содержании обоих легирующих элементов в количествах выше 3%, горячеломкость снижается до такого уровня (15-22.5 мм), который позволяет гарантированно получать свободные от горячих трещин сложные по конфигурации отливки методами литья в постоянные металлические формы. Эффективный 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. Горячеломкость тем больше, чем больше эффективный интервал кристаллизации, и поэтому состав сплава должен совпадать с границей появления эвтектики. Это положение сыграло важную роль в изучении зависимости горячеломкости от состава, так как оно позволило связать сопротивляемость сплавов образованию трещин с диаграммой состояния и, в первом приближении, предсказать область составов наиболее горячеломких сплавов. Появление эвтектики и распределение её по границам кристаллитов в виде тонких прослоек существенно охрупчивает сплав, снижая его механические свойства, и, следовательно, его способность сопротивляться возникающим напряжениям. Кроме того, у сплавов с наибольшим эффективным интервалом кристаллизации линейная усадка в этом интервале получает максимальное [pic] Рис.13 Изменение горячеломкости сплавов системы Al - Cu [pic] Рис.14 Изменение горячеломкости в сплавах системы Al – Si – Cu развитие и вызывает максимальные напряжения. У исследуемых сплавов
максимальной горячеломкостью обладают сплавы следующих составов: Модифицирование наиболее горячеломких сплавов титаном и цирконием либо не оказывает, либо оказывает незначительное влияние на снижение горячеломкости этих сплавов. Некоторое снижение горячеломкости (сплав тройной системы) можно объяснить тем, что при измельчении зёрен увеличивается количество стыков между ними, а это в свою очередь увеличивает прочность их связи. Кроме того, соединение зёрен между собой происходит при большем количестве твёрдой фазы, следовательно, линейная усадка получает более позднее развитие и к концу кристаллизации достигает меньшей величины, чем у немодифицированного сплава. Тем не менее, эти два фактора, очевидно, не способны в значительной мере компенсировать возникающие высокие по своему значению усадочные напряжения при кристаллизации этих сплавов. Изучение микроструктуры показало, что характер возникновения и
развития горячих трещин всех исследуемых сплавов примерно одинаков,
особенно при малых концентрациях легирующих элементов. Горячие трещины
развиваются по прослойкам эвтектической составляющей сплава,
располагающимся по границам зёрен. При высоком содержании легирующих
элементов микроструктура отличается количеством и формой распределения
эвтектики. В качестве примера на рисунке 15 приведена микроструктура
сплавов системы Al – Si – Cu в местах образования и развития горячих
трещин. На рисунке 15 а и 15 б представлена микроструктура сплава Al – Si а) б) в) г) д) е) ж)
2.3. МЕТОДИКА ПРОВЕДЕНИЯ ДИФФЕРЕНЦИАЛЬНОГО ТЕРМИЧЕСКОГО АНАЛИЗА Для подтверждения данных, полученных методом исследования опытных сплавов по кольцевой пробе, был использован метод дифференциального термического анализа, который позволяет проанализировать изменение темпа кристаллизации сплавов и связать его с изменением состава сплавов. Установка для дифференциального термического анализа (Д Т А) (
рисунок 16) состоит из нагревательной электрической печи с тепловым
экраном, обеспечивающим идентичность помещённого в нём образца и эталона. Qпл. = ?ni=1 Si и определить температурную зависимость относительной теплоты к моменту достижения температуры: ti = ?Q/Qпл.= ?i1 Si/?n1 Si ? 100% В качестве эталона использовалась электролитическая медь, не испытывающая
фазовых превращений в диапазоне исследуемых температур. Масса эталона mэт. = mобр. ? Cобр. /Cэт. где mобр. – масса образца исследуемого сплава, Собр. и Сэт. – удельная теплоёмкость образца и эталона.
[pic] Рис. 16 Принципиальная схема пирометра Н.С. Курнакова [pic] Рис.17 Термограмма опытной плавки сплава системы Al – Si – Cu получены при ДТА (рис.17). Под относительной теплотой понимается
процентное отношение теплоты, поглощённой к моменту достижения в образце
температуры ti(?Qi), к общему количеству теплоты, поглощённому при
расплавлении образца (Qпл.). Относительная теплота ?Q/ Qпл. определялась
из отношения площади, описанной дифференциальной кривой к моменту
достижения температуры ti(?ni=1 Si) и площади, описанной дифференциальной
кривой при полном расплавлении образца (достижение температуры tliq) (?ni=1 2.4. АНАЛИЗ ПАРАМЕТРОВ КРИСТАЛЛИЗАЦИОННОГО ПРОЦЕССА Для анализа кристаллизационного процесса был выполнен ДТА сплавов системы
Дальнейший анализ приведённых данных показал: 1. Сплавы, содержащие 0.25 и 0.5% Si, имеют узкий интервал кристаллизации (~16°C). На кривых ДТА для этих сплавов не зафиксировано эвтектическое превращение, т.е. тепловое превращение связано только с кристаллизацией ?-твёрдого раствора кремния в алюминии. Параметры кристаллизационного процесса этих двух сплавов практически одинаковы. 2. В сплавах с содержанием Si 1.0% и выше зафиксирована кристаллизация эвтектической составляющей, причём чем больше в сплаве кремния, тем больше эвтектики. Поэтому интервал кристаллизации этих сплавов значительно больше, так как в этом случае участвуют два превращения – кристаллизация твёрдого раствора и эвтектики, протекающая для этих составляющих при различных температурах. Обращает на себя внимание тот факт, что с увеличением содержания кремния с 1.0 до 5.0% интервал кристаллизации уменьшается с 87 до 64° С. Это связано с тем, что с увеличением кремния ликвидус сплавов существенно снижается, а солидус остаётся практически неизменным, так как кристаллизация этих сплавов завершается кристаллизацией эвтектики (? + Si) при постоянной температуре. По кривым ДТА были рассчитаны и графически интерпретированы кривые изменения темпа кристаллизации опытных сплавов (рисунок 18). Для сплавов 0.25 и 0.5% Si темп кристаллизации увеличивается практически линейно и достигает максимальных и больших по абсолютной величине значений у температуры солидус. Аналогично должна развиваться и линейная усадка в интервале кристаллизации, что в сумме с наличием тонких прослоек жидкого металла между кристаллами, ослабляющих их связь, приводит к увеличению горячеломкости. Характер изменения темпа кристаллизации сплавов с содержанием кремния от 1.0 до 5.0% существенно отличается. Достигнув максимума в начале кристаллизации, когда линейная усадка ещё не получила своего развития, темп кристаллизации затем плавно снижается с приближением к температуре солидус. И только у сплавов, содержащих 3.0 и 5.0% Si, вблизи температуры солидус темп кристаллизации вновь несколько увеличивается. Но это происходит практически при неизменной температуре кристаллизации эвтектической составляющей, когда линейная усадка приостанавливает своё развитие и вновь начинает увеличиваться только после полного затвердевания сплава. Такой характер кристаллизации должен благоприятно сказываться на снижении горячеломкости, что подтверждается результатами исследований этого сплава с помощью кольцевой пробы. [pic] Рис.18 Изменение темпа кристаллизации сплавов системы Al – Si ВЫВОД
Указано влияние на горячеломкость количества эвтектической жидкости в сплаве, в данном случае увеличение количества эвтектической жидкости приводит к росту запаса пластичности в твёрдо-жидком состоянии (из-за повышения удлинения в интервале хрупкости и уменьшения линейной усадки), а так же к увеличению интердендритного питания, что приводит к явлению залечивания горячих трещин. Также выявлено, что попытка модифицирования наиболее горячеломких сплавов не приносит желаемых результатов, практически не влияя на снижение горячеломкости. С целью подтверждения результатов, полученных с помощью кольцевой технологической пробы на горячеломкость, было произведено исследование изменения темпа кристаллизации. Построены графики, позволяющие судить о зависимости темпа кристаллизации от состава сплавов и показана взаимосвязь темпа кристаллизации с образованием горячих трещин. В данном случае результаты исследования с применением метода ДТА (дифференциального термического анализа) полностью подтвердили результаты по горячеломкости, полученные с помощью кольцевой пробы. ЛИТЕРАТУРА 1. Новиков И.И. «Горячеломкость цветных металлов и сплавов» - Изд-во Наука, Москва 1966г. 2. Новиков И.И., Золоторевский В.С., Портной В.К. Сб. «Алюминиевые сплавы», вып.1 Литейные сплавы. – Оборонгиз, 1963г. 3. Макарин В.С., Никитин С.Л. Образование горячих трещин в отливках/Методические указания к лабораторной работе по курсу «Теоретические основы литейного производства». – типография МАТИ, 1986г. 4. Новиков И.И., Корольков Г.А., Семёнов А.Е. Литейное производство 1958г, №1,7 5. Новиков И.И., Корольков Г.А., Золоторевский В.С. - Сб. МИЦМиЗ «Металлургия и технология цветных металлов», вып.33, Металлургиздат, 1960г. 6. Бочвар А.А., Жадаева О.С. Юбилейный сборник трудов Моск. Ин-та цветных металлов и золота, вып.9, Металлургиздат, 1940г. 7. Новиков И.И., Золоторевский В.С., Лисовская Т.Д. Сб. « Исследование сплавов цветных металлов» вып.4, Изд-во АН СССР,1963г. 8. Корольков А.И. Литейные свойства металлов и сплавов – Москва, Наука, 1967г. 9. Новиков И.И., Корольков Г.А. Способ устранения горячих усадочных трещин при кокильном литье цветных сплавов, А.С. 109264 от 31 мая 1957г. Москва, 1974г. |
ИНТЕРЕСНОЕ | |||
|