Аналіз фазових перетворень у сплавах алюмінію (АК6)

1

МІНІСТЕРСТВО ОСВІТИ І НАУКИ УКРАЇНИ

Кафедра «Технології машинобудування»

Реферат:

”Аналіз фазових перетворень у сплавах алюмінію (АК6)”

Дисципліна: фізика металів

Львів - 2009р

Зміст

Вступ.

1. Теоретичні дані.Характеристика проведених експериментів.

2 Дослідження впливу деформації на структуру і фазовий склад сплаву АК6.

3. Дослідження причин руйнування деталей металургійного устаткування з придатного до деформування сплаву АК6 та шлях їх усунення.

Висновки

Література

Вступ

Алюмінієві сплави систем Al-Cu-Si-Mg і Al-Mg-Si-Cu мають великий практичний інтерес, зокрема, завдяки таким характеристикам: вони мають високі показники механічних властивостей, високу пластичність в гарячому стані, здатність значно зміцнюватися при деформуванні. Однак наявність в структурі сплавів крихких та важкорозчинних інтерметалідних сполук є причиною тріщіноутворення при виробництві виливок, а також при їх обробленні тиском. Крім того, при утворенні великих виділень фаз - (CuAl₂) і Mg₂Si, що відіграють велику роль в зміцненні даних сплавів при термічному обробленні, значно сповільнюються дифузійні процеси їхнього розчинення при гомогенізації виливок. Все це, безумовно, призводить до суттєвого зниження механічних властивостей сплавів.

Для подолання наведених вище технологічних труднощів необхідно модифікувати виділення інтерметалідів, роздробити та рівномірніше розподілити їх в об'ємі виливки. Таким чином, має значний інтерес вивчення впливу модифікування на структуру та властивості придатних до деформування сплавів систем Al-Cu-Si-Mg і Al-Mg-Si-Cu.

1.Теоретичні дані.Характеристика проведених експериментів

В фундаментальній літературі накопичено великий фактичний матеріал з різного роду прийомів модифікування - пошуку оптимального складу модифікатора, способу його дії, тривалості дії, дегазації. Однак механізм модифікування алюмінієвих сплавів донині залишається дискусійним. Незважаючи на значну кількість гіпотез і теорій, жодна з них не відбиває всього різноманіття ефектів, що спостерігаються при модифікуванні, жодна з них не є загальною. Це дуже ускладнює прогнозування нових ефективних модифікаторів.

Незважаючи на те, що одним з найефективніших модифікаторів тривалої дії ливарних сплавів систем Al-Si, Al-Si-Cu є стронцій, його вплив на структуру і властивості придатних до деформування сплавів на основі алюмінію практично не вивчено. Крім того, останнім часом з'явилися роботи, присвячені модифікуванню високоміцних алюмінієвих придатних до деформування сплавів різними висикодисперсними порошками тугоплавких елементів (TiCN, TiС та ін.). Отже являє значний інтерес вивчення впливу наведених вище модифікаторів на структуру, фазовий склад і властивості придатних до деформування сплавів систем Al-Cu-Si-Mg і Al-Mg-Si-Cu, а також встановлення взаємозв'язку між структурою, параметрами термічного оброблення та механічними властивостями; на цій основі розробити параметри модифікування і термічного оброблення сплавів даних систем, що дозволить поліпшити комплекс механічних і експлуатаційних властивостей готових виробів різного призначення.

В роботі вивчали придатні до деформування сплави систем Al-Mg-Si-Cu і Al-Cu-Si-Mg, хімічний склад яких наведено в табл.1.

Сплави в лабораторних умовах виготовляли в тигельній електропечі типу СШОЛ-11,6/12-М3 в алундових тигелях. Як шихтовий матеріал використовували: сплав АМг6 (ГОСТ 4784-74), алюміній марки ЧДА, магній марки МГ95 (ГОСТ 804-72), лігатури Al+10%Mn та Al-4%Sr, чисту електролітичну Cu та напівпровідниковий Si, дисперсний порошок TiCN, отриманий середньотемпературним плазмохімічним методом при 5500-7000^ОС в потоці азотної плазми.

Лігатуру Al+4%Sr вводили за 25-30, а порошок TiCN-за 5-7 хвилин до закінчення плавлення при температурі 750⁰C. Розплав витримували після модифікування, ретельно перемішували і охолоджували з різними швидкостями: з піччю в графітовому тигелі (~0,01К/с), в мідній клиноподібній ливарній формі (~10-10³К/с) і в чавунній циліндричній ливарній формі (~100К/с).

Таблиця 1 Хімічний склад досліджених сплавів

В промислових умовах сплави виготовляли в газовій печі типу САН ємністю 1т за технологією, що прийнята на ВО «ПМЗ». Як шихтовий матеріал використовували: основа-сплав АМг6; лігатура Al+3%Si (інструкція 0-196-57); лігатура Al-Cu (інструкція 102.25270.00.285); лігатура Al-Ti (інструкція 0-322-62); лігатура Al-Mn (інструкція 0-52-53).

Модифікування сплавів проводили спеціальним дзвіночком з механічним перемішуванням модифікатора в розплаві. Кристалізація проводилась в металевому кокілі і земляній формі.

Дослідження з вибору ефективних модифікаторів, впливу їх на структуроутворення і фазовий склад сплавів проводили в лабораторних умовах в печах типу СНОЛ-2.5,2.5.2.5/2М і СШОЛ-11,6/12-М3. Необхідну температуру підтримували з точністю 0,5 градуса за допомогою приладу ВРТ-1. Виміри температури - за допомогою хромель-алюмелевих термопар універсальним вимірювальним приладом Р-4833 (клас точності приладу 0,05).

Мікроструктуру сплавів вивчали на оптичному мікроскопі Neophot-21. Для виявлення загальної мікроструктури зразки щавили 0,5% розчином HF.

Визначення температурних інтервалів утворення фаз і структурних складових, а також вивчення впливу модифікування на температури фазових рівноваг і перетворень проводили методом диференційного термічного аналізу при нагріванні зі швидкістю 10 град/хв. на установці ВДТА.

Механічні властивості сплавів визначали відповідно до ГОСТ 1147-84 на стандартних зразках (d=5мм) на вертикальній розривній іспитовій машині FM-1000 у відповідності з ГОСТ 1497-84. Мікротвердість алюмінієвого твердого розчину визначали на приладі ПМТ-3 за ГОСТ 9450-76 при навантаженні 10 г і збільшенні 485. На кожному зразку робили не менше 30 вимірів.

Ідентифікацію фаз проводили методом рентгеноструктурного аналізу на дифрактометрі ДРОН-3М у Cu та Fe фільтрованому випромінюванні за стандартною методикою. Еталоном служив відпалений впродовж 16 годин з наступним охолодженням із піччю алюміній марки А999. Для визначення параметру кристалічної гратки алюмінієвого твердого розчину записували профіль дифракційних максимумів (222) та (331)Al. Запис дифрактограм проводили за трьома перпендикулярними сторонами зразків зі швидкістю (1/8)^О/хв. Параметр кристалічної гратки розраховували за положенням центру мас зазначених вище дифрактометричних максимумів. Отримані дані піддавали статистичному обробленню за стандартною методикою.

Розподіл елементів між фазами і структурними складовими вивчали методом локального рентгеноспектрального аналізу за допомогою мікрозонду Cameса MS-46.

Оброблення сплавів тиском з різними ступенями деформації проводили за допомогою ручного пресу і міні-вальцювального стану на базі кафедри оброблення металів тиском Державної металургійної академії України, а також гідравлічного пресу ПГ 941 на базі ВО «ПМЗ».

Нагрівання зразків з дослідних сплавів під оброблення тиском, загартування і штучне старіння в лабораторних умовах проводили у печах типу СНОЛ-1,6.2,5.1/9-И5 і СШОЛ-11,6/12-М3, у виробничих умовах - в термічній печі типу ЦЕП-218.

Структура немодифікованого придатного до деформування сплаву системи Al-Mg-Si-Cu (умовна назва АЛ28), що є сплавом типу АМг6 з підвищенним вмістом Si, закристалізованого з різними швидкостями охолодження, складається зі слабко розгалужених, округлих у перетині, дендритів -Al твердого розчину і великої кількості кристалів інтерметалідів різної форми, розмірів, інтенсивності забарвлення.

За результатами кольорового вибіркового щавлення, мікрорентгеноспектрального і рентгеноструктурного аналізу, кристали слабко-щавлюваного пластівкового або кістякового типу ідентифіковано як фазу типу (Al,Si,Fe) (Al₅SiFe або Al₈SiFe₂). Тонкодиференційовані кристали блакитного кольору, що утворюють разом з -Al кооперативні та конгломератні евтектики, визначені як фаза Mg₂Si. Неоднорідна у забарвленні ясно-брунатна фаза, що кристалізується у формі пластинчатих кристалів з округлішою границею розподілу, ніж у Al₅SiFe, ідентифікована як СuMgAl₂ (CuMg₄Al₆). Крім того, можна казати про присутність в структурі дослідного сплаву системи Al-Mg-Si-Cu поряд з вищезгаданою потрійною фазою четверної фази типу (Al,Cu,Mg,Si). Фазовим рентгеноструктурним аналізом виявлено також подвійні проміжні фази на основі заліза-FeAl₃ і магнію--AlMg. Фаза FeAl₃, більш за все, розташовується в евтектиках (-Al)-інтерметалід у круглястих ділянках залишкової рідини, що збереглася внаслідок незавершеності перитектичних реакцій у вигляді сірих поліедричних або темних голчастих кристалів двійникового типу. Оксиди MgAl₂O₄ (Mg-Al-O) і -Al₂O₃ металографічно не знайдено, але, найімовірніше, вони як дрібні вкраплення розташовані в кристалах різних інтерметалідних фаз (першою чергою з Mg). Евтектика, що утворюється в цих сплавах, є трифазною структурною складовою: (-Al)-Mg₂Si-Al₅SiFe (Al₈SiFe₂).

Загальна структура немодифікованого придатного до деформування сплаву АК6 системи Al-Cu-Si-Mg, закристалізованого при швидкостях охолодження ~0,01К/с і ~10³ К/с, складається з слабко розгалужених дендритів -Al і кристалів різноманітних інтерметалідних фаз.

Тонкодиференційовані кристали блакитного кольору визначені як фаза Mg₂Si. Неоднорідні у забарвленні і складом, світлі, слабкощавлювані кристали пластівкового або кістякового типу ідентифіковано як фаза типу (Al,Si, (Fe,Mn)) (Al₅Si (Fe,Mn) або Al₃Si (Fe,Mn)). Ця фаза, мабуть, являє собою твердий розчин на основі -MnSi, в якому до 90% марганцю може заміщуватися атомами заліза. Світло-рожеві кристали компактної, часто округлої у перетині, форми ідентифіковано як CuAl₂. Світло-сіра фаза у вигляді пластинчастих кристалів, що звичайно кристалізується разом з -Al з утворенням щільникової евтектики, або входить до складу багатокомпонентних евтектик на границях зерен, ідентифікована як фаза типу (Al,Cu,Mg,Si). Фазовим рентгеноструктурним аналізом виявлено подвійну проміжну фазу на основі заліза - FeAl₃, оксиди -Al₂O₃ і Cu₆Fe₃O₇.

Вивчено модифікаційну здатність дисперсного порошку TiCN (0.05%) і модифікування сумішшю Sr (0,05%) + TiCN (0,05%) у сплаві АЛ28 системи Al-Mg-Si-Cu.

Модифікування TiCN веде до огрублення евтектики порівнянно з немодифікованим сплавом. Додаткове ж введення стронцію у сплав призводить до того, що залізовмісна фаза переважно виділяється самостійно або на міжфазній границі евтектика (-Al-Mg₂Si)-дендрит -Al, або у дендритах -Al.

Результати рентгеноструктурного аналізу дають підставу припустити наявність у сплаві, модифікованому сумішшю Sr+TiCN, декількох фаз типу (Mg,Al) і (Al,Si,Fe) з іншою стехіометрією та типом кристалічної гратки, ніж у вихідному сплаві. Зміна інтенсивності ліній інтерметалідних фаз в сплаві, модифікованому сумішшю Sr+TiCN, дозволяє також говорити про зміни їхнього кількісного співвідношення в структурі.

Стронцій в евтектиці не виявляється - він розчиняється у матриці. Таким чином, казати про утворення евтектики за участю стронцію в модифікованому сплаві АЛ28, немає підстав.

Евтектична складова Mg₂Si в модифікованому 0,05%TiCN і 0,05%Sr сплаві росте у вигляді округлих або кістякових кристалів. Високий ступінь кооперативності евтектики і переважання округлих границь поділу у каркасі Mg₂Si є сприятливим сполученням для поліпшення механічних характеристик, що підтверджується результатами вимірів твердості сплаву АЛ28, наведених у табл.2. В немодифікованому сплаві, а також сплаві, модифікованому TiCN, спостерігаються плоскогранні форми росту Mg₂Si, що забезпечують підвищену крихкість, погіршуючи характеристики пластичності.

Таблиця 2 Вплив модифікування на твердість сплаву АЛ28

Форма та інтенсивність дифракційного максимуму (331) -Al твердого розчину в дослідних сплавах залишаються практично незмінними, що говорить про незначні зміни в рівні внутрішніх мікронапружень, розмірі блоків когерентного розсіювання, мікровикривлень та інших параметрів. Крім того, модифікування веде до деякого вирівнювання концентраційної неоднорідності -Al твердого розчину (особливо у сплаві, модифікованому сумішшю 0,05%Sr + 0,05% TiCN).

За даними локального рентгеноструктурного аналізу в алюмінієвій матриці помітно розчиняється лише магній. Інші ж елементи (Cu, Si) входять до складу інтерметалідних фаз, їхня кількість у матриці дуже мала. Тому спостерігається істотне збільшення параметру кристалічної гратки алюмінієвого твердого розчину в порівнянні з еталоном. Модифікування (відповідно до результатів рентгеноспектрального аналізу) не справляє помітного впливу на перерозподіл компонентів у сплаві між фазами та структурними складовими, що природно, не викликає і зміни параметру кристалічної гратки.

Вивчено модифікаційну здатність стронцію (0,05-0,3%) у сплаві АК6 системи Al-Cu-Si-Mg. Результати металографічних досліджень показали, що при введенні модифікатора, фази CuAl₂ і (Al,Cu,Mg,Si) змінюють форму росту на округлу, сильнорозгалужену, створюючи тонкодиференційовані потрійні евтектики, або розташовуються у вигляді тонких прошарків у міжгілкових просторах -Al твердого розчину. Формування інтерметалідних фаз у вигляді кристалів з округлими границями розподілу повинно призвести, у кінцевому рахунку, до поліпшення характеристик пластичності.

Морфологія залізовмісної фази практично не змінюється в процесі модифікування - має місце лише незначне розгалуження кристалів фази Al₅Si (Fe,Mn) (Al₃Si (Fe,Mn)). Однак, на підставі результатів рентгеноструктурного аналізу можливо припустити, що модифікування сплаву АК6 стронцієм в оптимальній концентрації призводить до кристалізації залізовмісної фази з іншою стехиометрією і характеристиками, ніж у вихідному немодифікованому сплаві. Змінюється також і кількісне співвідношення фаз. Фазу Mg₂Si у модифікованому сплаві АК6 не виявлено.

Первинні кристали -Al твердого розчину при введенні досліджуваних модифікаторів не змінюють форму росту і ростуть у вигляді дендритів з тим або іншим ступенем розгалуженості і різним перетином гілок.

Результати металографічного аналізу показали, що оптимальна концентрація Sr в сплаві АК6 системи Al-Cu-Si-Mg складає 0,05-0,1% - суцільна сітка інтерметалідів руйнується, вони рівномірно розподілені в об'ємі виливки, має місце зменшення кількості інтерметалідних фаз. Перевищення оптимальної концентрації Sr призводить до утворення суцільної сітки інтерметалідних фаз по межах -Al, що практично відновлює вихідну немодифіковану структуру, а також стимулює появу великих інтерметалідних сполук типу AlSiSr.

Виміри мікротвердості -Al твердого розчину та інших фазових складових в сплаві АК6 показали, що вона практично не залежить від вмісту Sr в сплаві. Отже, введення до сплаву стронцію не призводить до помітного перерозподілу легівних елементів між різними структурними складовими, що добре узгоджується з даними рентгеноспектрального аналізу. Модифікування сплаву Sr в оптимальній концентрації призводить до підвищення його твердості на 10-12HB (при швидкості охолодження ~10К/с), і практично не змінює її при охолодженні зі швидкістю ~0,01К/с.

Відповідно до рівноважних діаграм стану в сплавах систем Al-Cu-Si-Mg і Al-Mg-Si-Cu реалізується величезна кількість евтектичних, перитектичних і комбінованих перитектико-евтектичних перетворень. Для одержання об'єктивної інформації про закономірності фазових перетворень в дослідних сплавах, температурні інтервали цих перетворень визначали диференціальним термічним методом. На підставі даних термоаналізу вивчено послідовність фазових перетворень в дослідних сплавах.

Кристалізація немодифікованого сплаву АЛ28 системи Al-Mg-Si-Cu, мабуть, починається нижче температури 655^ОС з появи окремих кристалів FeAl₃, що при зниженні температури нижче 630^ОС беруть участь у перитектичній реакції з утворенням фази Fe₂SiAl₈. Подальше охолодження нижче температури 620^ОС призводить до кристалізації -Al твердого розчину. При цьому, більш за все, іде ще одна перитектична реакція, картина якої ускладнена незавершеністю попередніх реакцій. Fe₂SiAl₈, взаємодіючи з рідиною, поступово розчиняється, дендрити -Al вростають у рідину, а в міжгілкових просторах утворюються світло-сірі кістякові кристали фази FeSiAl₅. Далі в інтервалі 580-470^ОС можлива серія перетворень. Спочатку кристалізується грубокристалічна подвійна евтектика Al+CuMgAl₂. При подальшому охолодженні можлива реалізація перитектико-евтектичного перетворення з утворенням потрійної евтектики: Р+CuMgAl₂ Al+Mg₂Si+CuMg₄Al₆.

Кристалізація модифікованого сплаву, більш за все, починається нижче температури 660^ОС з утворення темних компактних кристалів сіліцидів стронцію типу AlSiSr. Далі нижче температури 655^ОС кристалізується фаза FeAl₃, що при зниженні температури нижче 630^ОС бере участь у перитектичній реакції з утворенням фази Fe₂SiAl₈. Далі, на відміну від вихідного сплаву, нижче температури 590^ОС відбувається евтектична реакція з утворенням подвійної евтектики Al+Mg₂Si. Далі послідовність фазових перетворень така ж, як описано вище для немодифікованого сплаву, однак інтервали цих перетворень зміщені, що обумовлює зміну кількісного співвідношення і ступінь розгалуженості інтерметалідних фаз в кінцевій структурі.

Кристалізація немодифікованого сплаву АК6 системи Al-Cu-Si-Mg, мабуть, починається нижче температури 655^ОС із появи окремих кристалів FeAl₃, що при зниженні температури нижче 630^ОС беруть участь у перитектичній реакції з утворенням фази (Fe,Mn)₂SiAl₈. Подальше охолодження нижче температури 610^ОС призводить до кристалізації -Al твердого розчину. При цьому, більш за все, іде ще одна перитектична реакція, картина якої ускладнена незавершеністю попередніх реакцій. (Fe,Mn)₂SiAl₈, взаємодіючи з рідиною, поступово розчиняється, дендріти -Al вростають у рідину, а в міжгілкових просторах утворюються світло-сірі кістякові кристали фази (Fe,Mn)SiAl₅. Далі в інтервалі 595-545^ОС можлива серія перетворень. Спочатку кристалізується грубокристалічна подвійна евтектика Al+Mg₂Si, потім рідина, збагачена кремнієм, утворює подвійну евтектику Al+Si. Пізніше кристалізується грубодиференційована евтектика Al+CuAl₂. При подальшому охолодженні можлива послідовна реалізація перитектичного перитектико-евтектичного перетворень:

Р+Mg₂Si+SiAl+Cu₂Mg₈Si₆Al₅ і Р+Mg₂SiAl+CuAl₂+Cu₂Mg₈Si₆Al₅.

Мікрооб`єми рідини, що залишилися, кристалізуються з утворенням багатофазних евтектик

РAl+CuAl₂+Cu₂Mg₈Si₆Al₅+Mg₂Si або РAl+CuAl₂+ Cu₂Mg₈Si₆Al₅.

Кристалізація сплавів з Sr починається нижче температури 660^ОС з утворення темних компактних кристалів сіліцидів стронцію типу AlSiSr. Далі послідовність фазових перетворень така ж, як описано вище для вихідного немодифікованого сплаву, однак інтервали цих перетворень зміщені, що обумовлює зміну кількісного співвідношення і ступінь розгалуження інтерметалідних фаз у кінцевій структурі. Зокрема спостерігається розширення температурного інтервалу евтектичного перетворення

РAl+Mg₂Si+Si

у модифікованому сплаві, що робить термодинамічно вигідним реалізацію перитектико-евтектичного перетворення

Р+Mg₂SiAl+CuAl₂+Cu₂Mg₈Si₆Al₅.

Завдяки здійсненню перетворення в широкому інтервалі температур та при сприятливому кількісному співвідношенні фаз практично цілком розчиняються кристали Mg₂Si, а останні ділянки рідини кристалізуються у вигляді тонкодиференційованої чотирьохфазної евтектики. В результаті в структурі модифікованого сплаву АК6 практично відсутні кристали Mg₂Si, а фази, що містять Cu, ростуть у вигляді тонких прошарків у міждендрітних просторах, або у вигляді малих ділянок тонкодиференційованих евтектик. Ступінь завершеності цих перетворень визначає особливості фазового складу і структурного стану сплавів систем

Al-Cu-Si-Mg і Al-Mg-Si-Cu.

2.Дослідження впливу деформації на структуру і фазовий склад сплаву АК6

В умовах ВО «ПМЗ» були виплавлені сплав АК6 (система Al-Cu-Si-Mg) і сплав АЛ28 (система Al-Mg-Si-Cu), що є вторинним сплавом типу АМг6 з підвищенним вмістом Si, хімічні склади яких ідентичні дослідним лабораторним сплавам (див. табл. 1).

Зразки з сплаву АК6, відлиті у металевий кокіль (швидкість охолодження ~ 100 К/с) і охолоджені з піччю в графітовому тигелі (~0,01 К/с) деформували на різні ступені деформації вальцюванням і пресуванням, відповідно.Технологічні параметри деформації: температура деформації 400^ОС; час витримки - 1 хвилина на 1 мм перетину зразку (біля 30 хвилин); ступені деформації: 15%, 30%, 50%.

Результати мікроструктурного аналізу показали, що ступені деформації до 15% не призводять до істотних змін, як в орієнтації, так і в морфології інтерметалідних фаз. Збільшення ступеня деформації до 30% призводить до орієнтації інтерметалідів уздовж напрямку деформації, а також до незначного подрібнення інтерметалідних складових. При подальшому збільшенні ступеня деформації (до 45%) інтенсивність цього процесу зростає. Слід зазначити, що зміни в структурі сплавів при вальцюванні виявляються яскравіше, ніж при пресуванні.

Встановлено, що пластична деформація не призводить до істотних змін фазового складу сплавів, лише незначно змінюючи кількість і стехиометрію інтерметалідних складових, про що свідчать зміни як в інтенсивності, так і в положенні дифракційних максимумів інтерметалідних фаз. Структурні зміни аналогічні як у вихідному, так і в модифікованому сплаві, отже модифікування стронцієм сплаву АК6 не справляє особливого впливу на поведінку матеріалу у процесі пластичного деформування.

У даному сплаві в алюмінієвій матриці помітно розчиняється лише мідь. Інші ж елементи, в основному, входять до складу інтерметалідних фаз, їхня кількість у матриці дуже незначна. У зв'язку з цим, спостерігається деяке зменшення параметру кристалічної гратки алюмінієвого твердого розчину порівняно з еталоном. Модифікування помітно не впливає на перерозподіл компонентів у сплаві між фазами і структурними складовими, що природно, не викликає і помітної зміни параметру кристалічної гратки.

Виявлені зміни параметру кристалічної гратки, ширини та інтегральної інтенсивності дифракційних ліній -Al твердого розчину при різних ступенях деформації, більш за все, пов'язані з незначним перерозподілом легівних елементів у процесі пластичного деформування. При цьому вплив елементів, що зменшують параметр кристалічної гратки (Cu, Si, Fe, Mn) переважає над впливом елементів, що його збільшують (Mg, Sr). Крім того, при збільшенні ступеня деформації в модифікованому сплаві АК6 має місце деяке вирівнювання концентрації -Al твердого розчину, про що свідчать збільшення інтегральної інтенсивності дифракційних максимумів і поліпшення розділяємості -дублету. У вихідному немодифікованому сплаві збільшення ступеня деформації призводить, навпаки, до посилення неоднорідності алюмінієвого твердого розчину, про що говорить розмитість і мала інтенсивність дифракційних максимумів.

Пластична деформація призводить до збільшення мікротвердості алюмінієвого твердого розчину приблизно в 2 рази. Причому, необхідно зазначити, що мікротвердість модифікованого сплаву декілька нижча, ніж немодифікованого. Отже, варто очікувати деякого підвищення пластичності деформованих напівфабрикатів із сплаву АК6, модифікованого Sr.

Оптимізація режимів термічного оброблення придатних до деформування сплавів систем Al-Mg-Si-Cu І Al-Cu-Si-Mg

Розроблення режимів термічного оброблення сплаву АК6 (система Al-Cu-Si-Mg) проводили на зразках, охолоджених з швидкістю ~0,01К/с, після пластичного деформування за режимом: пресування, температура 400^ОС, ступінь деформації ~30%. Для придатних до деформування сплавів типу АК6 у промисловості застосовується такий режим термічного оброблення: загартування - t=500-515^ОС, штучне старіння - t=150-165^ОС, _СТ=6-15 годин.

Основними структурними складовими сплаву АК6, модифікованого стронцієм в оптимальній концентрації, є -Al твердий розчин і різні інтерметалідні фази. Вміст сіліциду стронцію в структурі сплаву незначний. З урахуванням впливу стронцію на інтервали температур фазових перетворень, режим термооброблення сплаву АК6 з стронцієм відпрацьовували варіюванням температур загартування і витримки при цих температурах перед загартуванням.

Випробувано декілька режимів загартування з температур 470, 480, 490 і 500^ОС, витримка 0,5 і 1 год. Найвища температура нагрівання під загартування лімітувалася за даними термічного аналізу для запобігання підплавлення легкоплавких евтектичних складових і наступного зниження механічних характеристик сплаву. З цією ж метою здійснювали повільне нагрівання зразків.

Дані металографічних досліджень свідчать про те, що температура нагрівання під загартування 470^ОС не призводить до істотних змін в структурі сплаву, що підтверджується результатами рентгеноструктурного фазового аналізу. Починаючи з температури нагрівання під загартування 480^ОС спостерігається деяке подрібнення залізовмісної фази, сфероідизація та часткове розчинення інших інтерметалідних сполук-CuAl₂ і CuMg₅Si₄Al₄. Інтенсивність цього процесу зростає при підвищенні температури нагрівання до 490^ОС. Це призводить до формування дрібних округлих кристалів інтерметалідних фаз (в першу чергу тих, що містять мідь), а також їхньому частковому розчиненню. При цьому на дифрактограмах спостерігається зменшення інтенсивності (починаючи з температури нагрівання під загартування 470^ОС) або ж повне (характерно для температур 480 і 490^ОС) зникнення дифракційних максимумів, що відповідають різним інтерметалідним складовим. Залізовмісні фази подрібнені і розподілені досить рівномірно.

Подальше збільшення температури нагрівання під загартування веде до часткової коалесценції кристалів інтерметалідних фаз і їхнього деякого огрублення. Збільшення часу витримки при температурі загартування призводить до аналогічних змін в структурі вже при температурі 470^ОС. При подальшому підвищенні температури відбувається активне зростання зерен алюмінієвого твердого розчину, що забезпечує сплаву дуже низькі механічні характеристики.

Зміна параметру кристалічної гратки -Al в результаті термічного оброблення пов'язана, мабуть, з перерозподілом легівних елементів між структурними складовими сплаву. При підвищенні температури нагрівання під загартування (аж до 490^ОС) параметр кристалевої гратки -Al твердого розчину зменшується, що може бути пов`язано як зі збіднінням -Al магнієм і стронцієм (які збільшують параметр кристалічної гратки), так і зі збагачення його елементами, що зменшують параметр кристалічної гратки -Al (Si, Cu та ін.). Далі при температурі 500^ОС вплив елементів врівноважується, що призводить до практично незмінного, в порівнянні з вихідним станом, параметру кристалічної гратки алюмінієвого твердого розчину.

Старіння сплаву при 160^ОС впродовж 6 годин веде до незначного зростання параметру кристалічної гратки -Al. З огляду на зростання твердості сплаву, можна припустити фіксування стадії передвипадання дрібнодисперних часток зміцнюючих фаз, що забезпечує матеріалові високі механічні характеристики. Більш за усе, малі додатки стронцію сповільнюють стадію зонного старіння в дослідному придатному до деформування сплаві АК6 аналогічно їхній дії в силумінах. При збільшенні часу старіння до 12 годин спостерігається значне зростання параметру кристалічної гратки -Al. Це пов'язано, у першу чергу, з випаданням зміцнюючих фаз, які містять мідь, що підтверджується даними рентгеноструктурного аналізу, і збіднінням матриці міддю, що призводить до її деякого роззміцнення. При цьому твердість сплаву декілька знижується.

Таким чином, базуючись на результатах мікроструктурного, рентгеноструктурного аналізів, а також вимірів твердості вибрано оптимальний режим термообробки модифікованого 0,1%Sr сплаву системи Al-Cu-Si-Mg: температура нагрівання під загартування-490^ОС, витримка-0,5 години, температура старіння-160^ОС, час витримки-6 годин. Результати вимірів механічних властивостей сплаву свідчать про те, що модифікування сплаву АК6 стронцієм завдяки формуванню сприятливої модифікованої структури, призводить до поліпшення механічних властивостей сплаву.

Таблиця 3 Механічні властивості виробів із сплаву АК6

Таким чином, стронцій може успішно використовуватись у промисловості для поліпшення механічних і експлуатаційних характеристик алюмінієвих сплавів, що деформуються, системи Al-Cu-Si-Mg (зокрема сплаву АК6). Модифікування Sr дозволяє зменшити температуру нагрівання під загартування і скоротити час старіння, що за умов широкого впровадження дозволить зберегти електроенергію та скоротити працевитрати. Таким чином, модифікування Sr придатних до деформування сплавів типу АК6 є енергоощадною технологією.

Також, в рамках роботи проведено дослідно-промислове випробування технології модифікування сплаву АЛ28 системи Al-Mg-Si-Cu стронцієм і дисперсним порошком TiCN в умовах ВО «ПМЗ». Подальші дослідження було виконано на литому виробі - деталі «корпус».

Традиційний режим термічного оброблення сплавів системи Al-Mg-Si-Cu передбачає тривалу витримку при температурі нагрівання під загартування, протягом якого відбувається сфероідизація і коалесценція кристалів інтерметалідних фаз та збільшення розчинності легуючих елементів в твердому розчині, загартування з фіксацією максимально пересиченого твердого розчину і наступне штучне старіння за наступним режимом: температура нагрівання під загартування t_З-535^ОС, витримка 3,5 години, охолодження-в воду; температура старіння t_СТ-175^ОС, витримка 3 години. Цей режим і був взятий за основу при термічній обробці сплаву АЛ28, модифікованого сумішшю 0,05%Sr + 0,05%TiCN.

Зміцнення при старінні даних сплавів пов'язано, головним чином, з випаданням з твердого розчину дисперсних часток Mg₂Si. Крім того, як показують дані металографічних досліджень, в процесі термооброблення відбувається їхня значна сфероідизація і подрібнення, що сприятливо позначається на формуванні кінцевої структури матеріалу. Як у випадку сплаву АК6 системи Al-Cu-Si-Mg, залізовмісні фази в процесі термічного оброблення не перетерпають істотних змін -спостерігається лише незначне її подрібнення і розчинення деякої кількості дрібних кристалів.

Визначення параметру кристалічної гратки алюмінієвого твердого розчину в сплаві АЛ28 після термооброблення показує його незначне збільшення, що, мабуть, пов'язано з деяким збільшенням утримання Mg в алюмінієвому твердому розчині. Інтегральна інтенсивність і форма дифракційного максимуму (331) при термообробленні залишаються практично незмінними. Крім того, спостерігається непогана розділяємість -дублету, що говорить про невисокий рівень викривлення кристалічної гратки і високий ступінь концентраційної однорідності -Al твердого розчину.

Модифікування сплаву АЛ28 спільно 0,05%Sr і 0,05%TiCN призводить до підвищення межі міцності після термооброблення з 200 до 220МПа, а пластичності - з 1,0 до 2,0% у порівнянні з вихідним немодифікованим станом.

3.Дослідження причин руйнування деталей металургійного устаткування з придатного до деформування сплаву АК6 та шлях їх усунення

Сплав типу АК6 в промисловості використовується для виготовлення різних деталей металургійного устаткування (зокрема втулок для шатунів станів ХПТ). Для з'ясування причин виходу з ладу деталей з сплаву АК6 було проведено дослідження, метою яких було з'ясування причин руйнування деталі і пошук можливих шляхів їх усунення.

Мікроструктурні дослідження сплаву показали наявність значної кількості різних інтерметалідних фаз по усьому перетину виробу. Примітно, що кількість інтерметалідів у центрі зламу значно менше, ніж біля його поверхні. Дослідження мікроструктури при великих збільшеннях дозволило встановити наявність в структурі, у першу чергу, значної кількості залізовмісних фаз (швидше за все фаз типу (Al, Si, (Fe,Mn))). Ці фази мають грубокристалічну будову, тому присутність їх в сплаві сильно погіршує механічні властивості, особливо пластичність. Дослідження мікроструктури на подовжніх мікрошліфах показало, що інтерметалідні фази орієнтовані уздовж напрямку деформування на усьому перетині зразка. Вигляд інтерметалідних ланцюжків ідентичний у різних подовжніх площинах виробу.

Дослідження зламу виробу дозволило встановити, що присутні в структурі ланцюжки інтерметалідних фаз (у першу чергу залізовмісних) відіграють роль концентраторів напружень, виходи яких на поверхню деталі в небезпечних перетинах викликають виникнення тріщин, за рахунок низької міцності і розвитку корозійних ушкоджень в процесі експлуатації, що і є причиною руйнування деталі. Таким чином, причиною руйнування деталі є неоднорідна структура поковки: дрібні інтерметаліди розташовуються в центрі виробу, а великі - ближче до поверхні. Крім того, кількість інтерметалідних фаз у центрі і на поверхні різна.

Отже, для зменшення небезпеки руйнування деталей металургійного устаткування необхідно, в першу чергу, одержати виливку та поковку з рівномірним розподілом інтерметалідних фаз в об'ємі виробу, а також домогтися мінімального вмісту залізовмісних фаз, що частіше усього і є причиною тріщіноутворення в готових виробах. Для досягнення цієї цілі і було проведено дослідження з вивченням впливу модифікування на структуроутворення, фазовий склад і властивості сплаву АК6. В результаті проведених досліджень було встановлено, що необхідної зміни структури матеріалу можливо домогтися в результаті модифікування сплаву ~0,1%Sr, наступного пластичного деформування при температурі 400^ОС і термічного оброблення за наступним режимом: гомогенізація при t=490^ОС протягом 0,5 години, загартування у воду, старіння при t=160^ОС протягом 6 годин. При цьому відбувається формування дрібних округлих кристалів інтерметалідних фаз (в першу чергу тих, що містять мідь), подрібнення і більш рівномірний розподіл залізовмісних інтерметалідів, що забезпечує істотне поліпшення як механічних властивостей (особливо пластичності), так і експлуатаційних характеристик матеріалу.

Висновки

В фундаментальній літературі накопичено великий фактичний матеріал з різного роду прийомів модифікування - визначення оптимального складу модифікатора, способу його дії, тривалості дії, дегазації. Однак механізм модифікування алюмініевомідних сплавів дотепер залишається дискусійним. Незважаючи на те, що одним з найбільш ефективних модифікаторів тривалої дії ливарних сплавів систем Al-Si, Al-Si-Cu є стронцій, його вплив на структуру і властивості сплавів, що деформуються, на основі алюмінію практично не вивчено. Крім того, останнім часом з'явився ряд робіт, присвячених модифікуванню високоміцних алюмінієвих придатних до деформування сплавів різними тонкодисперсними порошками тугоплавких елементів (зокрема TiCN, TiС). У зв`язку з цим, являє значний інтерес вивчення впливу модифікування стронцієм і дисперсним порошком тугоплавких елементів на структуру і властивості придатних до деформування сплавів систем

Al-Cu-Si-Mg і Al-Mg-Si-Cu.

Вивчено структуроутворення та фазовий склад сплаву системи Al-Mg-Si-Cu (умовна назва АЛ28) і сплаву системи Al-Cu-Si-Mg (типу АК6) при різних швидкостях охолодження.

Методами кольорового щавлення, мікрорентгеноспектрального та фазового рентгеноструктурного аналізу проведено ідентифікацію інтерметалідних фаз в дослідних сплавах. Дані з фазового складу сплавів свідчать про їхню багатофазність і про те, що аналіз фазових рівноваг та перетворень у сплавах цих систем варто проводити відповідно до багатокомпонентних діаграм стану -

Al-Mg-Si, Al-Mg-Si-Сu, Al-Mg-Si-Cu-Fe

для сплавів системи

Al-Mg-Si-Сu та Al-Сu-Si, Al-Сu-Si-Mg, Al-Cu-Si-Mg-Mn (Fe) -

для сплавів системи

Al-Сu-Si-Mg.

Показано, що найефективніший вплив на мікроструктуру та механічні властивості сплаву АЛ28 системи Al-Mg-Si-Cu чинить модифікування сумішшю 0,05%Sr + 0,05%TiCN. В результаті спостерігається високий ступінь кооперативності евтектики та переважання округлих меж розподілу в каркасі Mg₂Si, що добре позначається на механічних характеристиках матеріалу. Оптимальна концентрація стронію в сплаві АК6 (система Al-Cu-Si-Mg) складає 0,05-0,1%, при цьому суцільна сітка інтерметалідів руйнується, вони рівномірно розподілені в об'ємі виливки, має місце деяке зменшення кількості інтерметалідних фаз в сплаві.

На основі аналізу багатокомпонентних систем стану і даних термічного аналізу встановлено, що структура дослідних сплавів систем Al-Mg-Si-Cu і Al-Cu-Si-Mg формується в результаті цілого ряду евтектичних, перитектичних та комбінованих перитектико-евтектичних перетворень, що мають в залежності від умов охолодження певний ступінь завершеності.

Список літератури

Куцова В.З., Швец А.В. Влияние модифицирования на структуру и фазовый состав сплава системы Al-Cu в литом состоянии// Теория и практика металлургии.-1998.-№1.-С.20-23.

Куцова В.З., Швец А.В., Криммель А.Г. Структура и свойства сплава АК6, модифицированного стронцием// Металлы и литье Украины.-1999.-№11-12.-С.52-55.

Куцова В.З., Швець О.В., Кріммель А.Г. Вплив модифікування на структуроутворення, фазовий склад та механічні властивості сплаву АЛ28// Металознавство та обробка металів.-1999.-№ 3.-С.58-63.

Kutsova V.Z., Shvets O.V., Uzlov K.I., Krimmel A.G. Effect of Sr on structure and phase composition of wrought Al-Cu alloys// Proc. 3^rd European Conference on Light alloys and Composites.-Zakopane (Poland).-1999.-Р.165-170.

Швец А.В., Криммель А.Г. Влияние стронция на структурообразование и фазовый состав алюминиевых сплавов// Людина і космос.-Дніпропетровськ.-1999.-С.141.