Физико-химическое исследование фазовых и структурных превращений в отливках высокопрочных алюминиевых сплавов (системы Al-Zn-Mg-Cu-Ni-Fe) в процессе термической обработки, включающей горячее изостатическое прессование тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Акопян, Торгом Кароевич

• Акопян, Торгом Кароевич
• кандидат наук
• 2014

Оглавление диссертации кандидат наук Акопян, Торгом Кароевич

1.4.1 Система А1-№

1.4.2 Система А1-№-Ре

1.4.3 Система А1-№-Ре-Си

1.5 Литейные алюминиевые сплавы нового поколения (никалины)

1.5.1 Общие особенности фазового состава никалинов

1.5.2 Старение никалинов

1.5.4 Первый никалин АЦ6Н4 на базе системы А1-7п-М§-Си-№

1.5.5 Безмедистый никалин АЦ7МгЗН4

1.6 Баротермическая обработка отливок

1.6.1 Горячее изостатическое прессование (ГИП)

1.6.2 Жидкофазное горячее изостатическое прессование (ЖГИП)

ВЫВОДЫ ПО ОБЗОРУ ЛИТЕРАТУРЫ

2. МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ

2.1 Объекты исследования, их получение и термообработка

2.2 Термический анализ

2.2.1 Прямой термоанализ

2.2.2 Дифференциальный термоанализ при атмосферном давлении

2.2.3 Дифференциальный термоанализ при избыточном давлении

2.3 Термическая обработка

2.4 Методика структурных исследований

2.4.1 Световая микроскопия

2.4.2 Растровая электронная микроскопия

2.5 Измерение плотности

2.6 Измерения электропроводности

2.7 Определение механических свойств

2.7.1 Испытания на растяжение и изгиб

2.7.2 Усталостные испытания

2.7.3 Измерение твердости по Бринеллю

2.8 Количественный анализ фазового состава сплавов

2.9 Аппаратура горячего изостатического прессования

2.9.1 Общая характеристика установки ГИП

2.9.2 Сосуд высокого давления

2.9.3 Краткое описание типичного баротермического процесса

2.10 Аппаратура жидкофазного горячего изостатического прессования

ГЛАВА 3 НОВЫЕ СПЛАВЫ ЭВТЕКТИЧЕСКОГО ТИПА НА БАЗЕ СИСТЕМЫ А1-7п^-Си

3.1 Оптимизация составов никалинов АЦ7НЖ и АЦ6Н0,5Ж

3.2 Экспериментальные исследования структуры и свойств никалинов АЦ6Н0,5Ж и

АЦ7НЖ

3.2.1 Структурные исследования

3.2.2 Исследование старения

ГЛАВА 4 ТЕРМИЧЕСКИЙ АНАЛИЗ ФАЗОВЫХ РАВНОВЕСИЙ В НОВЫХ

СПЛАВАХ НА БАЗЕ СИСТЕМЫ А1-7п^-Си-№-(Ее)

ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ

ГЛАВА 5. ВЛИЯНИЕ БАРОТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА НИКАЛИНОВ

5.1 Горячее изостатическое прессование отливок сплавов АЦ6Н0,5Ж и АЦ6Н4

5.1.1 Анализ структуры отливок после баротермической обработки

по режимам ГИГИ и ГИП2

5.1.2 Механические свойства отливок после баротермической обработки по

режимам ГИП1 и ГИП2

5.1.3 Структура и механические свойства отливок после баротермической

обработки по режиму ГИПЗ

5.2 Жидкофазное горячее изостатическое прессование отливок сплава АЦ6Н0,5Ж

ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Физико-химическое исследование фазовых и структурных превращений в отливках высокопрочных алюминиевых сплавов (системы Al-Zn-Mg-Cu-Ni-Fe) в процессе термической обработки, включающей горячее изостатическое прессование»

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность работы

Наиболее высокими прочностными свойствами среди промышленных алюминиевых сплавов обладают сплавы на базе системы А1-^п-М§-Си. Однако низкие литейные свойства этих сплавов не позволяют использовать их в производстве деталей и конструкций сложной формы с применением традиционных методов фасонного литья и сварки.

Для решения проблемы низкой технологичности, было предложено сплавы системы А1-2п-М£-(Си) легировать добавками, относительно малорастворимыми в (А1), способными повысить их литейные свойства за счет кристаллизации из жидкости эвтектики, при этом требуемый уровень механических свойств должен обеспечиваться составом алюминиевой матрицы. Используя данный подход, в МИСиС были разработаны высокопрочные сплавы АЦ6Н4, АЦ7МгЗН4 (далее никалины) на базе эвтектики (А1)+А13№ с улучшенными литейными свойствами. Однако, несмотря на удачное сочетание механических и технологических свойств, промышленное использование этих сплавов является маловероятным, поскольку они содержат большое количество (до 4 %) дорогостоящего никеля, и предполагают низкое содержание железа, т.е. для их производства требуется алюминий высокой чистоты. Для снижения себестоимости первых никалинов были предложены и запатентованы перспективные диапазоны концентраций легирующих элементов новых никалинов АЦ6Н0,5Ж и АЦ7НЖ на базе эвтектики (А1)+А19Ре№, которая отличается повышенной экономичностью, т.к. содержит меньше никеля. При этом железо становится легирующим компонентом, а не вредной примесью.

В связи с этим, является актуальной задача по оптимизации составов и режимов термообработки новых никалинов с целью достижения высокого уровня эксплуатационных свойств экономнолегированных сплавов, производство которых допускало бы использование вторичного сырья.

Помимо стандартных термических обработок дисперсионно-твердеющих алюминиевых сплавов для повышения уровня эксплуатационных свойств отливок целесообразно применение высокотемпературной обработки методом горячего

изостатического прессования (ГИП). Известно, что отливки алюминиевых сплавов в той или иной степени обладают склонностью к усадочной пористости, и это обстоятельство резко снижает потенциальные механические характеристики сплавов и изделий на их основе. ГИП позволяет в значительной степени устранить пористость структуры и повысить уровень механических свойств сплавов, особенно пластичности и усталостной долговечности. Вместе с тем, поиск параметров баротермической обработки (БТО) является весьма непростой задачей, так как в каждом конкретном случае требуется установление индивидуальных параметров БТО, а именно значений давления, температуры и времени баротермического воздействия. Усложняет процесс поиска параметров БТО практически полное отсутствие экспериментального материала (по крайней мере, в открытой печати) о влиянии барической составляющей на критические температуры сплавов, значения которых лежат в основе параметров термической обработки, как при атмосферном, так и при избыточном давлении.

Исходя из изложенного выше, представляется актуальным проведение комплексных исследований, направленных на получение значимых научных результатов в области фазовых превращений и фазовых равновесий в новых многокомпонентных сплавах на основе алюминия при высоких давлениях и температурах применительно к ГИП-обработке алюминиевых отливок ответственного назначения

Цель работы

Целью настоящей работы является научное обоснование режимов термической обработки, включающей горячее изостатическое прессование, применительно к отливкам принципиально новой группы алюминиевых сплавов - высокопрочных никалинов на базе эвтектик (А1)+А13№ и (А1)+А19Ре№, в которых алюминиевая матрица содержит цинк и магний в количестве до 10 %.

Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:

1. Провести качественный и количественный анализ фазового состава системы А1-^п-]У^-Си-№-Ре, прежде всего, в области составов, в которых можно получить значительный эффект термического упрочнения.

2. Изучить особенности формирования структуры отливок данной системы, (включая пористость), в зависимости от состава и условий кристаллизации.

3. Провести баротермическое сканирование отливок характерных сплавов данной системы с использованием методики дифференциального баротермического анализа (ДБА).

4. Разработать режимы термообработки (включая баротермическую обработку) применительно к высокопрочным никалинам.

5. Провести сравнительный анализ свойств новых никалинов и промышленных высокопрочных литейных алюминиевых сплавов на базе системы Al-Cu (типа АМ5), используемых в авиастроении.

Научная новизна

1. На основе количественного анализа фазовой диаграммы системы Al-Zn-Mg-Cu-Ni-Fe предложены научные принципы оптимизации химического состава и режимов термообработки новых литейных экономнолегированных высокопрочных алюминиевых сплавов, содержащих цинк и магний в количестве до 10 мае. %, никеля менее 0,6 мае. % и железо более 0,4 мае. %;

2. На примере композиции АЦ6Н0,5Ж (Al-6%Zn-2,5%Mg-0,5%Ni-0,4%Fe) показана возможность применения предложенных подходов для оптимизации составов новых алюминиевых сплавов, склонных к значительному упрочнению после старения, обладающих высокой температурой сфероидизирующего отжига (повышение солидуса до 580 °С) и допускающих использование вторичного сырья для их производства.

3. Для трех характерных никалинов (АЦ6Н0,5Ж, АЦ7НЖ, и АЦ6Н4) методом дифференциального баротермического анализа установлено, что избыточное давление приводит к повышению температур фазовых превращений с барическими коэффициентами, находящимися в интервале 5-14 градусов/100 МПа.

4. Предложены научные основы выбора режимов горячего изостатического прессования отливок из многокомпонентных алюминиевых сплавов с использованием данных, учитывающих влияние давления на критические температуры сплавов. Установлено, что ГИП-обработка отливок из никалинов АЦ6Н0,5Ж и АЦ6Н4

приводит к существенному улучшению их микроструктуры (практически полностью устраняется пористость, и, кроме того, происходит дополнительное улучшение морфологии вторых фаз), что обеспечивает значимый прирост в уровне эксплуатационных свойств сплавов.

Практическая значимость работы

1. Показана целесообразность применения баротермических обработок методами горячего изостатического прессования и жидкофазного горячего изостатического прессования отливок высокопрочных алюминиевых сплавов системы А1-7п-Д^-Си-№-Ре. Определены условия, при которых возможно получение максимального эффекта от изобарно-изотермической обработки на структуру и свойства сплавов.

2. Предложена технологическая рекомендация на термообработку, включающую горячее изостатическое прессование, отливок из экономнолегированного алюминиевого сплава АЦ6Н0,5Ж, для получения плотных изделий с повышенным комплексом эксплуатационных свойств (ов> 500 МПа, 8> 3,5 % после ГИП и старения по режиму Т6 (на максимальную прочность); оа> 400 МПа, 6> 10 % после ГИП и старения по режиму Т4 (естественное старение)).

3. Разработанная технология термической обработки отливок никалина АЦ6Н0,5Ж прошла успешную апробацию в НИТУ МИСиС, где по результатам исследований были подтверждены высокие механические свойства образцов, получаемые после ГИП-обработки и старения.

Работа выполнена совместно с кафедрой Технологии литейных процессов Федерального государственного образовательного учреждения высшего профессионального образования «Национальный исследовательский технологический ун иверс итет "МИСи С "».

1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

1.1 Промышленные литейные алюминиевые сплавы

Промышленные сплавы на основе алюминия являются, как правило, многокомпонентными, гетерофазными системами, основу которых составляет алюминиевый твердый раствор (А1) [1, 2]. Возможность применения того или иного сплава в промышленности для массового или крупносерийного производства определяется, во-первых, его эксплуатационными свойствами (прочностью, физическими свойствами, коррозионной стойкостью), во вторых, технологическими свойствами, т.е. теми свойствами, которые обуславливают поведение сплава в процессе изготовления из него изделий. К технологическим свойствам относятся литейные свойства, способность к обработке давлением, обрабатываемость резанием, свариваемость и др.

Для литейных сплавов значение технологических свойств особенно велико. Главные технологические свойства для них - литейные: 1) склонность к образованию горячих трещин; 2) жидкотекучесть; 3) склонность к образованию усадочной и газовой пористости; 4) склонность к ликвации; 5) объемная и линейная усадка. Литейные свойства сплавов, которые не обрабатываются давлением и используют в конструкции в литом состоянии, определяют не только возможность получения изделия (фасонной отливки), но и качество этого изделия. Все дефекты литой структуры, зависящие от литейных свойств (усадочная и газовая пористость, ликвационная неоднородность состава, микротрещины), сохраняются в изделии.

В работах А. А. Бочвара и И. И. Новикова [3] установлена связь между уровнем литейных свойств двойных сплавов от ширины их эффективного температурного интервала кристаллизации. Чем больше интервал кристаллизации, тем меньше жидкотекучесть сплава, тем больше он склонен к образованию рассеянной усадочной пористости и горячих трещин. В первом приближении, данное утверждение можно считать справедливым и для сплавов на основе тройных и более сложных систем, хотя для них четкой корреляции между уровнем литейных свойств и шириной эффективного интервала кристаллизации пока не выявлено.

В промышленности в качестве литейных алюминиевых сплавов наиболее широкое распространение получили эвтектические сплавы на основе системы Al-Si (двойные и более сложные), для которых характерны малые интервалы кристаллизации (нулевой ширины для эвтектического состава) и хорошие литейные свойства [1, 2, 4, 5]. Однако для изделий новой техники уровень эксплуатационных свойств, обеспечиваемых силуминами, часто оказывается недостаточным. Даже наиболее прочные из них, способные к значительному дисперсионному твердению, обладают весьма средним уровнем механических свойств (прочность ав < 400 МПа, пластичность < 7 %, усталостная долговечность a.j < 40 МПа, значительные ограничения по максимальным рабочим температурам < 250 °С и т.д.).

Кроме силуминов, существуют промышленные литейные алюминиевые сплавы на основе систем Al-Cu, Al-Mg, Al-Cu-Mg, которые по составу близки к деформируемым (сплавы матричного типа). Высокая прочность после термообработки является главным преимуществом этих сплавов. Наиболее прочным среди них является сплав АМ5 (AJI 19), для которого удается получить значительный эффект дисперсионного твердения (ов~450 МПа) [1, 2, 6]. Однако широкий интервал кристаллизации (> 90 °С) этого сплава обуславливает их значительно худшие литейные свойства по сравнению с силуминами.

В этой связи в последние несколько десятилетий исследователями производятся попытки создания новых алюминиевых сплавов сочетающих высокие литейные и механические свойства.

Большой интерес для разработки новых литейных сплавов с повышенным уровнем эксплуатационных свойств представляет базовая система Al-Zn-Mg-(Cu). Связано это с тем, что сплавы на ее основе, благодаря высокому эффекту дисперсионного твердения являются самыми прочными среди деформируемых алюминиевых сплавов. Однако из-за низких литейных свойств возможности получения из них деталей методами фасонного литья весьма ограничены. Поэтому на сегодняшний день в России только один сплав этой системы - АЦ4Мг (AJI24) (3,5-4,5 %Zn 1,5-2 % Mg) является стандартным литейным алюминиевым сплавом [7, 8-10]. По составу он близок деформируемому аналогу 1915.

Благодаря высокой растворимости цинка и его соединений с магнием в алюминии, сплав АЛ24 является самозакаливающимся, и достигает высоких механических свойств после естественного и искусственного старения без предшествующей закалки. Механические свойства при этом равны или превосходят свойства многих литейных термически обрабатываемых сплавов: ав=220-240 МПа. Способность сплавов системы А1-7п-М§ к самозакалке является ценным свойством, так как резкое охлаждение в процессе закалки может вызывать коробление и образование трещин в отливках. Таким образом, сплав АЦ4Мг имеет относительно высокие механические свойства после старения без предшествующей закалки, но низкая технологичность этого сплава препятствуют его широкому использованию.

Для разработки новых сплавов с высоким комплексом механических, технологических и коррозионных свойств на базе системы Al-Mg-Zn в работе [8, 10] была проведена оптимизация его состава. Исследовали область с содержанием магния 6-11 %, цинка 0,5-3,5 % при постоянном содержании по 0,01 % микролегирующих добавок (Л, Мп, Сг, Ъь). Было установлено, что сплавы с оптимальным сочетанием механических свойств (ов > 350-400 МПа; ст0,2>270-300 МПа; 8>6-10 %) после закалки и искусственного старения содержат 6-7 % М§ и 2-3 % Ъп. На основе этих исследований был разработан высокопрочный коррозионный сплав В АЛ 11 следующего состава, %: Mg 6-7; Ъа. 2-2,5; Ве 0,07-0,15; Ъх 0,1-0,3; Т1 0,1-0,3; Мп 0,10,2; Сг 0,005-0,15. Сплав ВАЛ 11 отличается хорошей коррозионной стойкостью, а также неплохими показателями горячеломкости и жидкотекучести, более высокими, чем у сплавов типа АЛ24. К недостатку сплава ВАЛ 11 следует отнести сильную зависимость его механических свойств от концентраций легирующих элементов (прежде всего цинка), примесей (Бе и 81) и режима старения (эта зависимость существенно сильнее, чем у силуминов). Кроме того, выплавка этого сплава (как магналиев типа АМгбл) требует использования чистых шихтовых материалов.

Среди последующих разработок, направленных на создание новых литейных алюминиевых сплавов на базе системы Al-Zn-Mg-(Cu), наиболее известным является литейный сплав ВАЛ12 [11], не нашедший, однако промышленного применения. Среднее значение ов этого сплава в состоянии Т6 составляет 570 МПа, что значительно выше, чем у самых прочных стандартных литейных сплавов на основе

системы Al-Cu. Упрочнение после термообработки достигается за счет дисперсных выделений метастабильных фаз Т (Al2Mg3Zn3) и М (Mg2Zn). Однако литейные свойства этого сплава очень низкие, что сильно затрудняет получение из него даже относительно простых отливок литьем в кокиль. Наилучшие результаты на сплаве ВАЛ 12 были получены при использовании метода жидкой штамповки. Сплав ВАЛ 12 и его модификации имеют высокую чувствительность к примесям железа и кремния, допустимое содержание которых не должно превышать 0,1-0,2 %. В противном случае механические свойства резко снижаются: например, при содержании 0,5 % Fe и 0,5 % Si они имеют значения ов< 400 МПа; d < 0,5 %; К1С< 20 МПа м1/2.

Подводя итог вышесказанному, рассмотрим табл. 1.1, в которой представлены механические свойства, а также температурный интервал кристаллизации (АТкр) и показатель горячеломкости (ПГ) для нескольких характерных литейных алюминиевых сплавов, используемых в промышленности. Из данных табл. 1.1 видно, что наиболее технологичный из представленных сплавов силумин АК8МЗч с малым ПГ (7,5) отличается невысокими механическими свойствами. И напротив, высокопрочные сплавы АМ4,5Кд (система Al-Cu) и ВАЛ12 (Al-Zn-Mg-(Cu)) обладают широким интервалом кристаллизации (ДТкр) и большими значениями показателя горячеломкости, что свидетельствует об их низких литейных свойствах.

Таблица 1.1

Свойства литейных алюминиевых сплавов

Марка сплава НВ ав, МПа а0;2, МПа 5,% ст.ь МПа АТкр, °С ПГ, мм

АК8МЗч 120 380 300 3 - 5 7,5

АМ4,5Кд 140 480 400 6 80 70 32,5

ВАЛ 12 175 550 500 3 90 120 35

Развитие современной техники предъявляет все более высокие требования к материалам, и представленные стандартные литейные алюминиевые сплавы уже не отвечают этим требованиям, что вынуждает использовать другие, более дорогие материалы, полученные по специальным технологиям. В связи с этим для фасонного

литья изделий из алюминиевых сплавов актуален поиск новых составов сплавов, из которых можно получать на имеющемся оборудовании качественные отливки с более высоким уровнем эксплуатационных свойств, чем у отливок из стандартных сплавов. Принципиальная возможность разработки таких сплавов была сформулирована в работах [12-17] и описана ниже.

1.2 Принципы разработки новых литейных сплавов

Низкие литейные свойства сплавов матричного типа связаны с большим интервалом кристаллизации (ДТ=Ть-Тм8), что обусловлено относительно высоким ликвидусом (Ть) и низким неравновесным солидусом (Тк§). Значения Т^ практически постоянны для каждой из матричных систем, т.к. они соответствуют температуре кристаллизации наиболее легкоплавкой неравновесной эвтектики (табл. 1.2.). Эта эвтектика, как правило, является вырожденной и в структуре выявляется в виде фазы, содержащей основные легирующие элементы.

Таблица 1.2

Температуры неравновесных солидусов основных матричных систем

Алюминиевая матрица Реакция, Ткз, °С

(А1)+(80+М&81, 555

А1-Си-81 (А1)+(80+А12Си, 525

Ь (А1)+(81)+А12Си+С), 505

А1-Си Ь-* (А1)+А12Си, 548

А1-М§ Ь— (А1)+А18М§5,448

АКМя-гп Ь-> (А1)+А18Ъ<^5+Т, 447

Наиболее реальным способом повысить литейные свойства таких сплавов является снижение температуры ликвидуса, достигаемое при кристаллизации эвтектики (А1)+Рг фг - общее обозначение для избыточных фаз кристаллизационного происхождения). Учитывая общие закономерности зависимости литейных свойств от

состава [12], можно предположить, что чем больше будет снижение Ть тем лучше будут литейные свойства. С другой стороны, с ростом концентрации эвтектикообразующих добавок увеличивается доля включений фазы (32, снижающих механические свойства, особенно пластичность и вязкость разрушения. Это связано с тем, что практически все избыточные фазы, встречающиеся в А1-сплавах, отличаются хрупкостью и разрушаются в первую очередь, образуя несплошности, которые являются концентраторами напряжений, особенно сильными в случае иглообразной морфология частиц. Отрицательное влияние этих включений кристаллизационного происхождения может быть существенно уменьшено, если обеспечить им глобулярною форму и равномерное распределение, т.к. в этом случае будут иметь место более слабые концентраторы напряжений.

В связи со сказанным можно сформулировать основные требования, которым должны удовлетворять новые сплавы [13-17]:

а) количество эвтектики должно быть достаточно большим для обеспечения высоких литейных свойств, а требуемые механические свойства должны обеспечиваться составом алюминиевой матрицы. Интерметаллидные фазы эвтектики должны иметь благоприятную морфологию либо сразу при кристаллизации, либо после отжига подобно частицам кремниевой фазы в силуминах.

б) эффективный интервал кристаллизации должен быть максимально узким.

Как было отмечено выше, наибольший интерес для создания новых сплавов

представляет система А1^п-]У^-(Си), которая является базовой для самых высокопрочных алюминиевых сплавов [1, 2, 7, 18-21]. Основываясь на описанных выше принципах, в работах [22-28] были проведены расчетно-экспериментальные исследования, направленные на поиск эффективных эвтектикообразующих добавок для оптимизации составов новых сплавов на основе системы А1-2п-]У^-(Си). В табл. 1.3. приведены некоторые свойства экспериментального базового сплава А1-6%2п-1,6%М§-1%Си (близкого по концентрациям Ъп, и Си к сплаву В95) и четырех сплавов с добавками, обеспечивающими кристаллизацию соответствующих эвтектических фаз (М§281, А13№, А19Ре№, А18Ре281).

Таблица 1.3

Сравнительная характеристика механических и литейных свойств сплавов на основе твердого раствора А1-6%7п-1,6%?^-1%Си с разными эвтектическими фазами

Эвтектическая С2м, ОУ, Т ь АТ, НВ <50,2, 5, Кю,, ПГ*

фаза мас,% об.% °С °С МПа МПа % МПа-м '/2 мм

— 0 0 645 170 151 446 426 5,0 45,0 37,5

Mg2Si 10,7 15,5 588 ИЗ 166 480 450 1,0 24,2 17,5

А13№ 10,8 7,3 618 143 174 520 482 3,2 31,5 22,5

А19Ре№ 8,1 6,2 632 157 166 505 465 1,9 27,5 27,5

А^е^! 5,0 3,8 630 155 164 490 462 1,4 25,4 27,5

* показатель горячеломкости по пробе ВИАМа.

Приведенные в табл. 1.3. данные позволяют увидеть сильную корреляцию между значениями показателя горячеломкости и температурным интервалом кристаллизации (АТ). Комбинация свойств у сплава с никелем и железом представляется оптимальной, так как фазы А13№, А19Ре№ обладают удачным сочетанием морфологии, экономности легирования и позволяют получить сплавы с особыми характеристиками, как деформируемые (АА8001, АК4-1), так и литейные (АА393.0, АК12ММгН). Поэтому именно № и Бе были выбраны в качестве эвтектикообразующех добавок для разработки новых композиций.

Оптимизация составов сплавов подразумевает в первую очередь анализ соответствующих диаграмм состояния. В частности для разработки новых сплавов на базе системы А1-2п-М§-(Си) с добавками Бе и N1 требуется рассмотрение многокомпонентной базовой системы А1-2п-Г^-Си-№-(Ре). Графическим методом провести количественный анализ такой системы практически нереально, поэтому целесообразно использовать специализированные компьютерные программы. Согласно литературным данным [29], никель и железо не образуют фаз с магнием и цинком, что позволяет в первом приближении использовать для анализа фазового состава новых сплавов отдельно диаграммы матричных систем А1-7п-

М§-Си и эвтектических систем А1-№, А1-Ре-№, А1-Ре-№-Си.

1.3 Матричные системы 1.3.1 Система А1-гп-М§

Фазовая диаграмма системы А1-М§-2п является базовой для сплавов типа АЛ24 и ВАЛ 11, а также, с некоторыми оговорками, и для высокопрочных сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu, содержащих не более 1-2 % Си. Поскольку диаграмма Al-Mg-Zn построена весьма подробно [30-34], по ней можно сделать многие количественные оценки.

Исходя из наиболее вероятного варианта диаграммы (т.е. при

отсутствии соединения АХХпь отраженного в варианте [30]), в тройной системе (А1) может находиться в равновесии с фазами А18М§5, Al2MgзZn3, MgZn2, Mg2AlllИ ^п). Общий вид фазовой диаграммы Al-Mg-Zn, а также изотермы ликвидуса, солидуса и сольвуса (в алюминиевом углу диаграммы) приведены на рис. 1.1. Нонвариантные реакции с участием (А1) приведены в табл. 1.4. В системе Al-Mg-Zn выделяют два квазибинарных разреза А1-А1^3гп3 (489 °С) и А1-М^п2 (475 °С). В последнем случае трехфазное нонвариантное превращение совпадает с четырехфазным. Растворимости магния и цинка в (А1) существенно уменьшаются при понижении температуры (табл. 1.5), что обусловливает значительный эффект дисперсионного упрочнения, связанного с вторичными выделениями метастабильных модификаций фаз Al2Mg3Zn3(Г) и MgZn2 (М').

В фазе Mg5Al8 растворяется до 10 % Zn, в то время как в фазе ^п) - не более 0,1 % Mg. Соединение MgZn2 (84,32 % Zn) служит прототипом гексагональной фазы Лавеса. Оно относится к пространственной группе Р63/ттс (12 атомов в элементарной ячейке) с параметрами а=0,516-0,522 нм и с=0,849-0,856 нм. Это соединение образует непрерывный ряд твердых растворов с фазой AlCuMg из системы Al-Cu-Mg. В этой фазе может растворяться до 3 % А1. Фаза Mg2Zn (6,33 % Mg) обладает кубической решеткой (пространственная группа 1тЗ, 39 атомов в элементарной ячейке) с параметром а=8,55 А. В обеих фазах растворяется не более 1 % А1. Между фазами Mg2Zn и Al5Cu6Mg2 (из системы Al-Cu-Mg) образуется непрерывный ряд твердых растворов. Состав тройной фазы меняется в интервале

20-35 % и 22-65 % Ъп, что отвечает формулам АуУ^37п3 или (А12п)491^32. Она обладает кубической решеткой (пространственная группа 1тЗ, 162 атома в элементарной ячейке). Параметр решетки меняется от 1,429 до 1,471 нм по мере увеличения содержания цинка. Эта фаза обычно обозначается как Т и она изоморфна аналогичной фазе из системы А1-Си-1^.

а

|А1 ч-

б

Рис. 1.1. Диаграмма состояния системы а) проекция поверхности

ликвидус; б) растворимость магния и цинка в алюминии при различных температурах [31 ]

Таблица 1.4

Нонвариантные реакции в тройных сплавах системы А1-М§-гп [31]

Реакция Т, °С Содержание элементов, % в фазах

I II III IV

мё Ъа. м§ Ъъ Ъъ гп

Ь-^А1+Ме5А18+А121^32п3 447 30 12 13 2 34 10 30 26

Ь—>А1+А12М§3гп3 489 18 45 5 12 21 54 - -

Ь^А1+1^гп2+№^3гп3А12 475 11,3 60,4 3 14 16 83 20 64

Ь+Р^Пг-^Г^гп! 1+(А1) 368 3,5 92 15 85 7 92 1 78

ь^мё2гп„+(А1)+(гп) 343 3 93 1 80 7 92 0,5 99

Таблица 1.5

Совместная растворимость магния и цинка в твердом алюминии в точках предельного насыщения [30]

Фазовая область Т, °С 475 460 447 440 400 350 300 200

А1+М§5А18+ +А12Мв3гп3 м8, % - - 12,5 12,3 10,5 8,4 6,0 2,8

гп, % - - 1,8 1,6 1,1 0,6 0,4 0,2

А1+]У^п2+ +А12]У^3гп3+А12М§3 мё, % 2,8 2,6 - 2,3 1,7 1,1 0,7 0,2

гп, % 14,3 12,5 - 11,4 8,6 6,0 3,7 1,0

1.3.2 Система А1-гп-1^-Си

Несмотря на то, что данная система является основой самых прочных алюминиевых сплавов (как литейных, так и деформируемых), она к настоящему времени изучена явно недостаточно даже в области промышленных сплавов. При сравнительно большом количестве экспериментальных данных, обобщенных в [30, 31], отсутствуют базовые сведения по строению алюминиевого угла, в частности проекции ликвидуса и реакции кристаллизации. В связи с этим на рис. 1.2

представлен вариант диаграммы, основанный на исследованиях работ [12], а в табл. 1.6 приведены соответствующие нонвариантные реакции.

СиАЦ СиМаА^ СиМ&А1« М^АЦ

м^гщ

ХпА1

Рис. 1.2. Диаграмма состояния Al-Mg-Zn-Cu: а твердом состоянии; б - проекция ликвидуса

{ХМ&АУ гаА1

б

распределение фазовых областей в

Таблица 1.6

Нонвариантные реакция в четверных сплавах системы А1-]\^-2п-Си

Точка на рис. 1.2 б. Реакция Содержание в жидкости, % т, °с

Mg Си

Р. Ь+Сигп5 —>(А1) + (Ъъ) + ъ 91,1 2,2 3,4 350

Р2 Ь+Си32пА13 (А1) + С\хЪп5 + Ъ 82,6 2,4 10,1 363

Рз Ь+Б—►(А1)+Си32пА13+2 77,2 3,0 9,8 377

Р4 Ь+ АЬСи^ (А1) 6,5 6,5 38,9 482

Р5 Ь+М^ (А1)+ % - - - <467

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Акопян, Торгом Кароевич, 2014 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Промышленные алюминиевые сплавы /Справ.изд./ Алиева С.Г., Альтман М.Б. и др. М.: Металлургия, 1984. 528 с.

2. Применение алюминиевых сплавов /Справ, изд./ Альтман М.Б., Арбузов Ю.П. и др./.М.: Металлургия, 1985. 344 с.

3. Новиков И.И. Горячеломкость цветных металлов и сплавов. М.: Наука, 1966. 300 с.

4. Белов H.A., Савченко C.B., Хван A.B. «Фазовый состав и структура силуминов». М.: МИСиС, 2008.-283 с.

5. Силумины: Атлас структур и фрактограмм / Справ.изд./ Пригунова А.Г., Белов H.A. и др. /Под ред. Ю.Н.Тарана и B.C. Золоторевского. М., МИСиС, 1996. 175 с.

6. Колачев Б.А., Ливанов В.А., Елагин В.И. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1972, 480 с.

7. Строганов Г.Б. «Высокопрочные литейные алюминиевые сплавы» М.: Металлургия, 1985. 216 с.

8. Колачев Б.А., Ливанов В.А., Елагин В.И. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1981 г., 415 с.

9. Захаров А. М. Промышленные сплавы цветных металлов. М.: Металлургия, 1980 г., 255 с.

10. Постников Н.С. Упрочнение алюминиевых сплавов и отливок. М.: Металлургия, 1983. 118 с.

11. Аксенов A.A. «Разработка и исследование высокопрочных и пластичных литейных сплавов на основе системы Al-Zn-Mg-Cu», Дис. канд. техн. наук, М.: МИСиС, 1988.

12. Золоторевский B.C., Белов H.A. «Металловедение литейных алюминиевых сплавов», М.: МИСиС, 2005 г., 376 с.

13. Золоторевский B.C., Белов H.A. «Новые литейные алюминиевые сплавы для машиностроения», Технология легких сплавов, 1997, № 4, с. 20-24.

14. Белов Н.А., Золоторевекий B.C. «Перспективы создания новых алюминиевых сплавов на основе многофазных эвтектик», Перспективные материалы, 1999, № 3, с. 5-12.

15. Белов Н.А., Золоторевекий B.C. «Новые высокопрочные литейные сплавы на основе алюминиево-никелевой эвтектики (никалины)», Научно-технологическое обеспечение деятельности предприятий, институтов и фирм: Материалы семинары. М, МГИУ, 2003, с. 584-593.

16. Белов Н.А., Золоторевекий B.C. «Литейные сплавы на основе алюминиево-никелевой эвтектики (никалины) как возможная альтернатива силуминам», Цветные металлы, 2003, №2, с. 99-105.

17. Белов Н.А. «Фазовый состав промышленных и перспективных алюминиевых сплавов». М.: МИСиС, 2010.-511 с.

18. I.J.Polmear. Light Metals: From Traditional Alloys to Nanocrystals, 4th edition, Elsevier, 2005, p. 421.

19. Елагин В. И., Самарина M. В., Захаров В. В. «Пути улучшения комплекса свойств полуфабрикатов из высокопрочных алюминиевых сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu типа В96Ц-3». Металловедение и термическая обработка металлов, 2009, N11, с. 3-9.

20. Senkov O.N., Shagiev M.R., Senkova S.V., Miracle D.B. «Precipitation of Al3(Sc,Zr) particles in an Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr alloy during conventional solution heat treatment and its effect on tensile properties» Acta Materialia 56 (2008) pp. 3723-3738.

21. Marlaud Т., Deschamps A., Bley F., Lefebvre W., Baroux B. «An Influence of alloy composition and heat treatmenton precipitate composition in Al-Zn-Mg-Cu alloys», Acta Materialia 58 (2010) pp. 248-260.

22. Белов Н.А. «Влияние эвтектических фаз на характер разрушения высокопрочных литейных алюминиевых сплавов», Металловедение и термическая обработка металлов, 1995, №6, с. 20-24.

23. Белов Н.А., Золоторевекий B.C., Аксенов А.А., Тагиев Э.Э. «Литейный сплав на основе алюминия АЦ6Н4». пат. России 1720292 с 15.11.91 г., з-ка 4799759 от 05.03.90 г., патентовладелец - МИСиС.

24. Belov N.A., V.S. Zolotorevskij «The Effect of Nickel on the Structure, Mechanical and Casting Properties of Aluminium Alloy of 7075 Type». Proc.8th Int.Conf.on Al-Alloys and Their

25. Physical and Mechanical Properties (ICAA8), 1-5.07.02 Cambridge, UK, Materials Science Forum.Vol.396-402, Part 2, pp. 935-940.

26. Tagiev E., Holicek S., Belov N., «Optimization of the Compositions of the High Strength Casting Aluminium Alloys». Proc.5th Int.Conf.on Al-Alloys and Their Physical and Mechanical Properties (ICAA5), 1-5.07.96, Grenoble, France Materials Science Forum, 1996 Vol. 217-222 pp. 289-292.

27. Белов H.A., Тагиев Э.Э. «Эвтектические структуры в сплавах на основе твердого раствора системы Al-Zn-Mg-Cu» Изв. Вузов. Цв. Мет., 1991, № 2, с. 95-98.

28. Белов Н.А., Золоторевский B.C., Тагиев Э.Э. «Влияние алюминида никеля и силицида магния на структуру, механические и литейные свойства сплава Al-6%Zn-l,6%Mg-l%Cu» Изв. РАН, Металлы, 1992, №1, с. 146-151.

29. Захаров A.M. Диаграммы состояния двойных и тройных систем. Учебное пособие для вузов. - М.: Металлургия, 1990. 240 с.

30. Диаграммы состояния систем на основе алюминия и магния: Справоч. изд. /Дриц М.Е., Бочвар Н.Р. и др./. М., Наука, 1977. 228 с.

31. Мондольфо Л.Ф. Структура и свойства сплавов. Пер. с англ. М.: Металлургия, 1979. 640 с.

32. Philips, H.W.L. (1959) Annotated Equilibrium Phase Diagrams of Some Aluminum Alloy Systems, London, Inst. Met. Monograph 25.

33. Prince in Ternary Alloys, edited by G. Petzow and G. Effenberg, Weinheim, VCH, vol. 5, pp. 241-249,1999

34. P. Liang, T. Tarfa, J.A. Robinson, S. Wagner, P. Ochin, M.G. Harmelin, H.J. Seifert, H.L. Lukas, F. Aldinger «Experimental investigation and thermodynamic calculation of the Al-Mg-Zn system», Thermochimica Acta 314 (1998) pp. 87-110.

35. Металловедение алюминия и его сплавов /Справ.изд./ Беляев А.И., Бочвар О.С. и др. М., Металлургия, 1983. 280 с.

36. Хансен М., Анд ер ко К. Структуры двойных сплавов. М.: Металлургиздат, 1962.

37. Uan J. Y., Chen L. H. and Lui T. S. «On the extrusion microstructural evolution of Al-Al3Ni in situ composite», Acta mater. 49 (2001) pp. 313-320.

38. Uan J.Y., Lui T.S., Chen L.H. «Microstructural evolution in the superplastic-like deformation of Al-Al3Ni eutectic alloy with [111] fiber texture», Metallurgical and Materials Transactions Vol.32, N3, 2001, pp. 547-555.

39. Belov N.A., Eskin D.G. and Aksenov A.A. Multicomponent Phase Diagrams: Applications for Commercial Aluminium Alloys. Elsevier, 2005. p. 414.

40. Алюминий. Свойства и физическое металловедение: Справоч. изд. Энтони У.У., Элиот Ф.Р., Болл М.Д., под ред. Дж.Е.Хэтча /Пер.с англ. М., Металлургия, 1989, 324 с.

41. Kelly A., Nicholson R.B. Precipitation Hardening. APergamonPressBook, N. Y., 1963 (Келли А., Николсон P. Дисперсионное твердение. Изд-во «Металлургия», 1966)

42. Gang Sha, Alfred Cerezo «Early-stage precipitation in Al-Zn-Mg-Cu alloy (7050)» Acta Materialia 52 (2004) pp. 4503-4516

43. Zhang S., Hu W., Berghammer R., Gottstein G. Microstructure evolution and deformation behavior of ultrafine-grained Al-Zn-Mg alloys with fine M' precipitates. Acta Materialia 58 (2010) pp. 6695-6705

44. Myriam Nicolas, Alexis Deschamps «Characterisation and modelling of precipitate evolution in an Al-Zn-Mg alloy during non-isothermal heat treatments» Acta Materialia 51 (2003) pp. 6077-6094.

45. Белов H.A. «Использование многокомпонентных диаграмм состояния для оптимизация структуры и состава высокопрочных литейных алюминиевых сплавов», Изв.вузов. Цв.мет., 1995, №1, с. 48-57.

46. Shojo Goto, Byungll Kim, HyeoungHo Park at al. Application of Multiphase Eutectics to Development of High Strength Cast Aluminum Alloys. Journal of Society of Materials Engineering for Resources of Japan. 2002. V. 15. № 2. pp. 66-73

47. Аксенов A.A., Белов H.A., Золоторевский B.C. «Материал на основе алюминия и способ изготовления изделий из материала на основе алюминия», Патент РФ 2158780, 2000.11.10, Бюл. 34/2003.

48. Белов Н.А. и др. «Материал на основе алюминия », пат. РФ №2245383, публ. 7.01.2005, бюл.№3.

49. Белов Н.А., Чеверикин В.В., Золоторевский B.C., Истомин-Кастровский В.В. «Влияние никеля на структуру и механические свойства термически обработанных отливок сплава Al-7%Zn-3%Mg», Цветные металлы, 2005, №2, с. 71-76.

50. ГОСТ 1583-93. Сплавы алюминиевые литейные. М.: Из-дво стандартов. 1993.

51. ГОСТ 4784-97. Алюминий и сплавы алюминиевые деформируемые. М.: ИПК Изд-во стандартов. 2001.

52. J. Gilbert Kaufman (ed.). Properties of Aluminum Alloys: Tensile, Creep and Fatigue Data at High and Low Temperatures, ASM International and Aluminum Association, 1999. p. 305.

53. Тонков Е.Ю. Фазовые превращения соединений при высоком давлении: Справ. Под ред. Е.Г. Понятовского. Т.1, 2. М.: Металлургия, 1988.

54. Падалко А.Г., Авдюхин С.П., Веселов А.Н. и др. Влияние давления на фазовые превращения никельалюминиевых сплавов. Неорган, материалы. 2004. Т.40. М2. с. 1-4.

55. Padalko A.G., Veselov A.N., Avduhin S.P. et al. Pressure effect on the phase transitions in Ni-base multicomponent systems. J. Therm. Anal. Cal. 2005. V.80. .№3. pp. 599-606.

56. Падалко А. Г., Белов H.A., Веселов A.H., Таланова Г.В. Термография фазовых превращений в доэвтектическом силумине Al-7%Si-0,5%Mg при высоких давлениях и температурах. Металлы. 2009 №1, с. 73-78.

57. Zhou Jingen, Ran Guang «Исследование образования и роста усталостной трещины в литом алюминиевом сплаве А356». Heat.Treat.Metals. 2008. 33, № 1, с. 34-42.

58. Ceschini L., Morri A., Sambogna G. «The effect of hot isostatic pressing on the fatigue behavior of sand-cast A356-T6 and A204-T6 aluminum alloys». Journal of materials processing technology 204 (2008) pp. 231-238.

59. Чуйкова E. В. «Влияние параметров горячего изостатического прессования на свойства сплава АЛ-25, закристаллизованного под давлением». Металлургия машиностр. 2007, N 2, с. 45-47.

60. Guang Rana, Jing'en Zhoua, Q.G. Wang «The effect of hot isostatic pressing on the microstructure and tensile properties of an unmodified A356-T6 cast aluminum alloy».

Journal of Alloys and Compounds 421 (2006) pp. 80-86.

61. Min Ha Lee, Jae Joong Kim, Kyung Hoon Kim, Naek J. Kim «Effects of HIPping on high-cycle fatigue properties of investment cast A356 aluminum alloys» Materials Science and Engineering A340 (2003) pp. 123-129.

62. Cabibbo M., Evangelista E. «Влияние микроструктуры в процессе горячего изостатического прессования в жидком состоянии на алюминиевый сплав А356». (Microstructural effect of the L.H.I.P. process on the A356 aluminium alloy). Metal. Sci. and Technol. 2001. 19, №1, pp. 12-15.

63. Chama C.C. Исследование структуры отливок из алюминиевого сплава после горячего изостатического прессования». Distribution of Ali2Fe3Si and (FeAl6)Si in a Hiped Al-10.71 wt.% Sicasting. Mater. Charact. 1996. 37, № 4, pp. 177-181.

64. Petrov Peter, Konstantinova Slaveika, Buchvarov Georgi, Petrov Ivan «Горячее изостатическое прессование алюминиевых сплавов». (Hot isostatic pressing treatment of aluminium alloys). J. Mater. Sci. and Technol. 1994. 2, № 2, pp. 26-33.

65. Petrov P., Konstantinova S., Buchvarov G., Petrov I. «Горячее изостатическое прессование алюминиевого сплава AlSi7Mg». (Hot isostatic pressing treatment of AlSi7Mg) aluminium alloy. J. Mater. Sci. and Technol. 1994. 2, № 2, C. 26-33.

66. Griffin J., Church J., Weiss D., AFS Library copy 20040502A, 2004, p. 17

67. LaGoy J., Weihmuller L., Сох В., in: S.P. Thomas (Ed.), Proceedings of the AFS International Conference on High Integrity Light Metal Castings, 2005, pp. 167-177.

68. Mashl S., Diem M., SAE Technical Paper Series, vol. 2004-01-1019, 2003.

69. James T. Staley Jr., Murat Tiryakio'glu , John Campbell «The effect of hot isostatic pressing (HIP) on the fatigue life of A206-T71 aluminum castings». Materials Science and Engineering A 465 (2007) pp. 136-145.

70. James T. Staley Jr, Murat Tiryakio'glu, John Campbell «The effect of increased HIP temperatures on bifilms and tensile properties of A206-T71 aluminum castings». Materials Science and Engineering A 460-461 (2007) pp. 324-334.

71. Md. Aminul Islam, Zoheir N. Farhat «The influence of porosity and hot isostatic pressing treatment on wear characteristics of cast and P/M aluminum alloys». Wear 271 (2011) pp. 1594-1601.

72. Pabel Thomas, Schindelbacher Gerhard «Улучшение механических свойств литых алюминиевых деталей за счет дополнительной обработки». (Verbesserung der mechanischen Eigenschaften von gegossenen Aliminiumlegierungen durch den Nachfolgeprozess HIPen). GiessereiRdsch. 2009. 56, N 7-8, pp. 126-128.

73. StaleyJames T. (Jr), Tiryakioglu Murat, Campbell John «Влияние повышения температуры горячего изостатического прессования (ГИП) на двойные пленки и свойства при растяжении отливок из сплава А206-Т71». (The effect of increased HIP temperatures on bifilms and tensile properties of A206-T71 aluminum castings). Mater.Sci.and Eng. A. 2007. pp. 324-334.

74. Yang Hoon Chul, Choi Jae Yoon, Kin Ki Тае «Влияние горячего изостатического прессования на механические свойства литых алюминиевых сплавов». Те hangi kyohag hvinon mun chib. A=Trans. Kor. Soc. Mech. Eng. A. 2002, № 3, pp. 461-470, 11

75. Горячее изостатическое прессование в применении к отливкам из алюминиевых сплавов. Neue Aluminium HIP-Einrichtung bei Munchen.ATZ: Automobiltechn.Z..2002. 104, № 3, c. 256-257.

76. Ito Kinya, Suzuki Hideto, Nishino Soichiro, Teranishi Akira «Прочность отливок из алюминиевых сплавов после наклепа и последующего горячего изостатического прессования». Nihon kikai gakkai ronbunshu. A=Trans. Jap. Soc. Mech. Eng. A. 1996. 62, №598, pp. 1316-1320.

77. Ito Kinya, Suzuki Hideto, Nishino Soichiro, Teranishi Akira «Прочность алюминиевых сплавов после наклепа и последующего горячего изостатического прессования». Nihon kikai gakkai ronbunshu. A=Trans. Jap. Soc. Mech. Eng. A. 1996. 62, №598, pp. 1316-1320.

78. Suzuki Hideto, Gong WeiMin, Ito Yoshiyasu, Shibata Ryoichi «Применение горячего изостатического прессования для повышения свойств отливок из алюминиевых сплавов». Nihon kikai gakkai ronbunshu. A=Trans. Jap. Soc. Mech. Eng. A. 1995. 61, N586, pp. 1165-1167.

79. Suzuki Hideto, Nishino Soichiro, Yokota Masaji, Ichikawa Tadaaki, Ito Yoshiyasu «Усталостная прочность отливок из алюминиевых сплавов, подвергнутых горячему изостатическому прессованию».А=Тгаш. Jap. Soc. Mech. Eng. A. 1996. 62, N 593, pp. 68-73.

80. Обработка деталей двигателей автомашины Chevrolet Indy V8. Densal (TM) Behandlung von Chevrolet Indy V8-Motorenteilen.Materialwiss.und Werkstofftechn. 1992. 23, №9, p. A82. Нем.

81. Yeh C. H., Chen T. S., Lin Y. L. «Влияние горячего изостатического прессования на механические свойства сплава А206». (The Effect of HIP on A206 Aluminum Castings). Trans. Amer. Foundrymen's Soc.Vol. 96. Proc. 92nd Annu.Meet., Apr. 24-28, 1988. Des. Plaines (111.). 1988, pp. 719-724.

82. Roberts D. J. «Обработка отливок горячим изостатическим прессованием». (Hot isostatic pressing for the improvement of castings). Proc. 18th BICTA Conf., Bournemouth, 6th Sept., 1985. Birmingham, pp. 2.01-2.06.

83. Garat Michel. «Горячее изостатическое прессование алюминиевых отливок». Aluminiumgussteilen heisostatisches pressen. Giesserei. 1987. 74, №13, pp. 405-409.

84. Белов А. Ф., Хаюров С. С., Клещев А. С., Бармина Т. И., Воробьева И. Ф., Шевлякова В. П., Пудовкин А. П. «Влияние горячего изостатического прессования на структуру и свойства отливок из алюминиевых сплавов». Металловед, алюм. сплавов. М.. 1985, с. 69-71.

85. Zeitler H., Scharfenberger W. «Устранение линейных дефектов путем горячего изостатического прессования высокопрочных алюминиевых сплавов». (Aushellen von GuSSiehlern beim HeSSsostatpressen ho schfester Aluminiumwerkstoffe). Aluminium (BRD). 1984, № 12, pp. 899-904

86. Hofer В. «Горячее изостатическое прессование алюминия и его сплавов». (Anwendung des HIP-Verfahrens bei Aluminium und seinen Legierungen). Aluminium (BRD). 1983, № 12, pp. 934-936

87. Kubota Masanobu, Ochi Yasuo, Ishii Akira, Shibata Ryoichi «Повышение усталостных характеристик литейных алюминиевых сплавов горячим изостатическим прессованием». Nihon kikai gakkai ronbunshu. A=Trans. Jap. Soc. Mech. Eng. A. 1995. 61, №591, pp. 1-3.

88. Романова P.P., Уксусников А.Н., Хаюров С.С. «Исследование влияния горячего изостатического прессования на структуру и механические свойства сплавов алюминия». Металлофизика. 1990. № 2, с. 61-66.

89. Белов А.Ф., Бондарев Б.И., Шмаков Ю.В. «Свойства заготовок из алюминиевых сплавов после горячего изостатического прессования». Цв. мет.. 1983, № 5, с. 65-67.

90. Harada Masayuki, Suzuki Toshio, Fukui Jzumi «Влияние микроструктуры и обработки методом горячего изостатического прессования на механические свойства литейных алюминиевых сплавов». Imono=J. Jap. Foundrymen's Soc.. 1983. 55, № 1, pp. 3-9.

91. Строганов Г.Б., Полоскин Ю.В., Ильченко Г.А. - Сварочное производство, 1984, №2, с. 34-36.

92. Падалко А. Г. Практика горячего изостатического прессования неорганических материалов.- М.: ИКЦ «Академкнига», 2007. 267 с.

93. Shrinivasan R., Weiss I. Formation of Surface Depressions during Hot Isostatic Pressing (HIP). Scripta Metallurg.Mater., v.24 (1990) pp. 2413-2418.

94. Romano E., Rosso M., Mus C. The effect of liquid hot isostatic pressing on fatigue properties of A1 based casting. Metallurgical Science and Technology. 2001. V.19, № 1. pp. 21-27.

95. Chandley D. Origin of the liquid hot isostatic pressing process. Metallurgical Science and Technology. 2001. V. 19, № 1. pp. 3-5.

96. Иванова E. В., Тагиров Д. В., Кайбышев Р. О. «Влияние жидкофазного горячего изостатического прессования на свойства литых алюминиевых сплавов. Ч. 1. Структура и свойства сплава АК7ч, полученного литьем в песчаные формы». Металловед, и терм, обраб. мет.. 2012, № 2, с. 11-17, 51

97. Тагиров Д. В., Иванова Е. В., Кайбышев Р. О. «Влияние жидкофазного горячего изостатического прессования на свойства литейных алюминиевых сплавов. Ч. 2. Структура и свойства сплава ААЗ56.02, полученного литьем в песчаные формы по технологии Disamatic». Металловед, и терм, обраб. мет. 2012, № 2, с. 18-23.

98. Плавка и литье алюминиевых сплавов: Справочное руководство /Под ред. В.И. Добаткина. М.: Металлургия, 1983, 352 с.

99. Пикунов М.В., «Плавка металлов кристаллизация сплавов затвердевание отливок». М.: МИСиС, 2005, 416 с.

100. Избранные методы исследования в металловедении / под. Ред. Хунгера Г.Й.: Пер.с нем. М.: Металлургия, 1985, 416с.

101. Введенский В. Ю. Экспериментальные методы физического материаловедения: моног./ В.Ю. Введенский, А. С. Лилеев, A.C. Перминов. М.: Изд. Дом МИСиС, 2011. 310 с.

102. Лившиц Б.Г. и др. Физические свойства металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1980. 320 с.

103. Padalko A.G., Veselov A.N., Avduhin S.P. et al. Differential barothermal analysis (DBA) of Ni-base alloys. J. Therm. Anal. Cal. 2003. V.72. №3. pp.791-799.

104. Падалко А.Г., Авдюхин С.П., Веселов A.H. и др. Влияние давления на фазовые превращения никельалюминиевых сплавов. Неорган, материалы. 2004. Т.40. №2. с.1-4.

105. Padalko A.G., Veselov A.N., Avduhin S.P. et al. Pressure effect on the phase transitions in Ni-base multicomponent systems. J. Therm. Anal. Cal. 2005. V.80. №3. pp. 599-606

106. Падалко А.Г., Веселов A.H., Таланова Г.В.. Термографическое исследование фазовых равновесий в сплаве на основе алюминия при высоких давлениях и температурах. Металлы. 2008. №25. с. 65-71

107. Вашуль X. Практическая металлография. Методы изготовления образцов.: Пер. с нем. М.: Металуугрия, 1988. 320 с.

108. Гоулдстейн Дж., Ньюбери Д., Эчлин П., Джой Д., Фиори Ч., Лифшин Э. Растровая электронная микроскопия и рентгеновский микроанализ: В 2-х книгах. Книга 1. Пер. с англ. М.: Мир, 1984. 303 с.

109. Уманский Я.С., Скаков Ю.А., Иванов А.Н., Расторгуев Л.Н. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия. М.: Металлургия, 1982, 632 с.

110. Рентгенографический и электронно-оптический анализ.: Учеб. пособ. Горелик С.С. и др.4-е изд доп. и перераб. М.: МИСиС, 2002. 456 с.

111. Новиков И.И., Строганов Г.Б., Новиков А.И. Металловедение термообработка и рентгенография. М.: МИСиС, 480 с.

112. Золоторевский B.C. Механические свойства металлов. 3-е изд., перераб. и доп. М.: МИСиС, 1998. 525 с.

113. ГОСТ 1497-84 Металлы. Методы испытаний на растяжение - М.:ИПК изд-во стандартов, 1986.

114. ГОСТ 6012-59 Металлы. Методы измерений твердости по Бринеллю - М.: ИПК изд-во стандартов, 1986.

115. Патент №2278766 РФ от 08.07.2004. Способ уплотнения изделия и устройство для его осуществления / P.O. Кайбышев, К.Г. Фархутдинов, Д.В. Тагиров // Бюл. №18. 2006

Выпуск 1

Термообработка отливок алюминиевого сплава АЦ6Н0,5Ж

стр. 1 из 4

Федеральное государственное бюджетное учреждение науки ИНСТИТУТ МЕТАЛЛУРГИИ И МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЯ ИМ. А. А. БАЙКОВА РАН

СОГЛАСОВАНО:

Проректор по науке и инновациям ЛИТУ «МИСнС»

Р. Филонов

2013 г.

УТВЕРЖДАЮ:

-Г^хг

Заместитель директора

У' ?'' <<-'х-'ЛИМЕТ РАН

ТЧгсТ'

[НОЛОГИЧЕСКИЕ РЕКОМЕНДАЦИИ на термическую обработку отливок сплава АЦ6Н0,5Ж

СОГЛАСОВАНО

Директор ИЦ ИЛТМ НИТУ «МИСиС»

Н.А. Белов

Дата введения: 01.12.2013 г. Срок действия неограничен

Заведующий лабораторией физикохимии баротермических проце£^^№30)ИМЕТ РАН

А.ГГПадалко

2013 г.

Старший научный сотрудник НИТУ

"£7Н. Алабин 2013 г.

И.о. младшего научного сотрудника ИМЕТ.РАН

1 _Т.К. Акопян

2013 г.

Москва, 2013 г.

1<Г1

Выпуск 1

Термообработка отливок алюминиевого сплава АЦ6Н0,5Ж

стр. 2 из 4

1. НАЗНАЧЕНИЕ

Настоящие рекомендации распространяется на операции термической обработки сплава АЦ6Н0,5Ж, включающие следующие этапы 1) двухступенчатый гомогенизационный отжиг; 2) горячее изостатическое прессование (ГИП); 3) нагрев и выдержку под закалку; 4) закалку и 5) старение.

2. РЕЖИМ ТЕРМООБРАБОТКИ И КОНТРОЛЬ ТЕМПЕРАТУРЫ

2.1. Предлагаемый способ термической обработки отливок сплава АЦ6Н0,5Ж включает следующие операции: 1) гомогенизирующий отжиг при 440-460 °С в течение 3-10 ч, 2) сфероидизирующий отжиг при 515-550 °С в течение 3-10 ч, 3) ГИП-обработка при 545 °С, избыточном давлении в 100 МПа и времени выдержки 3 ч., 4) нагрев и выдержку под закалку (515-550 °С, 1-1,5 ч.), 5) закалка в холодной воде, 6) двухступенчатое старение: первая ступень 120 °С, 3 ч.; вторая ступень 160 °С, 3 ч.

2.2. Обрабатывать следует только качественные отливки (при отсутствии трещин, неслитин и т.д.).

2.3. Контроль температуры осуществлять при помощи термопары (в частности хромель-алюмелевой) и соответствующей измерительной аппаратуры, обеспечивающей заданную точность (см. ниже п.З). Желательно применение записывающих устройств, фиксирующих изменение температуры в процессе термообработки.

2.4. Перед началом термообработки необходимо убедиться, что перепад температур в печах сопротивления и в сосуде высокого давления установки ГИП находится в заданных пределах.

3. ГОМОГЕНИЗАЦИОННЫЙ ОТЖИГ ОТЛИВОК СПЛАВА АЦ6Н0,5Ж

3.1. Нагрев отливок до температуры отжига проводить в электрических печах сопротивления в воздушной атмосфере (желательно с принудительной циркуляцией воздуха), обеспечивающих точность поддержания температуры не хуже 3 градусов.

3.2. Время нагрева до заданной температуры и перерыв между первой и второй ступенями не лимитируются.

3.3. Рекомендуется следующий режим гомогенизационного отжига: первая ступень 440460 °С, 3-6 ч; вторая ступень 515-550 °С, 3-6 ч. Допускается проводить нагрев и выдержку на каждой ступени в несколько этапов (промежуточное охлаждение на воздухе).

3.4. Время выдержки на второй ступени назначать в зависимости от скорости охлаждения при кристаллизации отливок. Для отливок, полученных с минимально допустимой скоростью охлаждения (5 К/с) рекомендуется максимальная продолжительность времени нагрева на второй ступени.

4 ГОРЯЧЕЕ ИЗОСТАТИЧЕСКОЕ ПРЕССОВАНИЕ ОТЛИВОК

4.1 Для проведения ГИП-обработки объект, подлежащий обработке (обрабатываемое изделие), закладывают в сосуд высокого давления (СВД). Далее в герметизированном сосуде высокого давления заменяют воздушную среду инертным газом (Аг). Затем компрессором поднимают давление до заданного уровня в соответствии с запрограммированным технологическим циклом. После этого включают работу программы линейного (как правило, со скоростью ~10 °С/мин) набора температуры, во время которого растет и давление в СВД. С этой скоростью температуру и давление приводят в соответствие с заданными параметрами изобарно-изотермической экспозиции, и после ее окончания охлаждают объект с необходимой скоростью.

4.2 Скорости нагрева и охлаждения с заданной температуры ГИП-обработки не лимитируются.

4.3 Рекомендуется следующий режим баротермической обработки отливок сплава АЦ6Н0,5Ж: 1=545 °С, Р=100 МПа, т=3 ч.

/г

ч

Выпуск 1

Термообработка отливок алюминиевого сплава АЦ6Н0,5Ж

стр.3 из 4

5. ЗАКАЛКА

5.1. После проведения ГИП-обработки, отливки подвергают повторному нагреву до температуры второй ступени гомогенизационного отжига (515-550 °С) с выдержкой при этой температуре в течение 1-1,5 ч. Закалку с этой температуры осуществлять охлаждением в холодной (до 30 °С) воде при ее циркуляции (или перемешивании). Температура отливки в момент погружения в воду не должна быть ниже 440 °С.

5.2. При серийном производстве, после закалки отбирают пробы от 3-5 отливок каждой садки для приготовления металлографических шлифов.

6. АНАЛИЗ КАЧЕСТВА ЗАКАЛЕННЫХ ОТЛИВОК СПЛАВА АЦ6Н0,5Ж

6.1. Основными критериями качества закаленных после ГИП отливок являются: наличие структуры с минимальной пористостью (до 0,1 об. %); наличие равномерно распределенных глобулярных частиц размером до 5 мкм; отсутствие в структуре грубых частиц с некомпактной морфологией и следов пережога.

6.2. Металлографический контроль закаленных отливок сплава АЦ6Н0,5Ж рекомендуется проводить на световом или электронном сканирующем микроскопе при малых (х 100-200) и больших (не менее х500) увеличениях, устанавливая соответствие микроструктуры поверочной. Шлифы предпочтительнее готовить электролитической полировкой, что позволяет более надежно определять морфологию и размеры вторых фаз.

6.3. Поверочная микроструктура сплава АЦ6Н0,5Ж в закаленном состоянии приведена на рис. 1 (Приложение А).

7 ИСПОЛЬЗОВАНИЕ БРАКОВАННЫХ ЗАКАЛЕННЫХ ОТЛИВОК СПЛАВА

АЦ6Н0,5Ж

7.1 Отливки, бракованные по морфологии частиц вторых фаз и не имеющие следов пережога, подвергнуть нагреву под закалку и закалке повторно.

7.2 Отливки, имеющие следы пережога, использовать при последующих выплавках сплава АЦ6Н0,5Ж.

8 СТАРЕНИЕ

8.1 Старению подвергать только качественные закаленные отливки (п.6).

8.2 Старение проводить в электрических печах сопротивления в воздушной атмосфере (желательно с принудительной циркуляцией воздуха), обеспечивающих точность поддержания температуры не хуже 2 градуса.

8.3 Время нагрева до заданной температуры, скорость охлаждения после старения и перерыв между ступенями не лимитируются.

8.4 Рекомендуется использовать следующий режим старения: первая ступень 120 °С, 3 ч.; вторая ступень 160 °С, 3 ч. Допускается проводить нагрев и выдержку в несколько этапов (промежуточное охлаждение на воздухе).

8.5 После старения отобрать пробы от 3-5 отливок каждой садки для приготовления разрывных образцов и определения твердости.

9 АНАЛИЗ КАЧЕСТВА ОТЛИВОК СПЛАВА АЦ6Н0,5Ж ПОСЛЕ ГИП И

СТАРЕНИЯ ПО РЕЖИМУ Т6

Основными критериями качества отливок являются механические свойства: твердость (НВ), временное сопротивление (ств) и относительное удлинение (8), согласно требованиям.

Минимально гарантированный уровень механических свойств

Характеристика НВ ств, МПа 8,%

Значение 170 500 4

Выпуск 1

Термообработка отливок алюминиевого сплава АЦ6Н0,5Ж

стр. 4 из 4

10 ИСПОЛЬЗОВАНИЕ БРАКОВАННЫХ СОСТАРЕННЫХ ОТЛИВОК СПЛАВА

АЦ6Н0,5Ж

Бракованные по механическим свойствам отливки подвергать нагреву под закалку по режиму 515-550 °С, 1-2 ч и старению повторно.

11 ТРЕБОВАНИЯ БЕЗОПАСНОСТИ ПРИ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ СПЛАВА

АЦ6Н0,5Ж

Все работы, связанные с выполнением технологических операций по термической обработке сплава АЦ6Н0,5Ж должны соответствовать «Межотраслевым правилам по охране труда при термической обработке металлов» (ПОТ Р М-005-97) и инструкции по технике безопасности при работе в плавильных цехах. Все производственное оборудование термического цеха должно соответствовать требованиям ГОСТ 12.1.012, 12.1.019, 12.1.030, 12.2.003, 12.2.007, 12.2.049, 12.2.064.