Совершенствование технологии получения фасонных отливок из алюминиевого сплава АН2ЖМц на базе системы Al-Ni-Mn-Fe-Zr с целью повышения прочностных свойств при 300-350°C тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.04, кандидат наук Санников, Андрей Владимирович

• Санников, Андрей Владимирович
• кандидат наук
• 2014

Оглавление диссертации кандидат наук Санников, Андрей Владимирович

Содержание

Введение

Глава 1 Аналитический обзор литературы

1.1 Промышленные литейные алюминиевые сплавы, работающие при повышенных температурах

1.1.1 Сплавы системы А1 - Си

1.1.2 Сплавы системы А1 -

1.2 Влияние состава сплавов на литейные свойства

1.3 Влияние технологических факторов на жаропрочность алюминиевых сплавов

1.4 Новые жаропрочные литейные алюминиевые сплавы

1.5 Выводы по обзору литературы

Глава 2 Экспериментальные и расчетные методики

2.1 Объекты исследования

2.1.1 Приготовление сплава АН2ЖМц

2.1.2 Приготовление сплава АМ5

2.1.3 Приготовление сплава А1981 -С)

2.1.4 Приготовление промежуточных сплавов

2.2 Определение литейных свойств

2.3 Определение механических свойств

2.4 Определение физических свойств

2.5 Термическая обработка

2.6 Термический анализ

2.7 Методика структурных исследований

2.8 Методика приготовления образцов для выявления первичных кристаллов

2.9 Методика приготовления форм из холодно-твердеющих смесей (ХТС)

2.10 Методика приготовления форм по технологии быстрого прототипирования (БП)

Глава 3 Анализ фазового состава сплавов

3.1 Расчет проекций ликвидуса тройных систем А1-№-Ге, А1-№-Мп и А1-№-81

3.2 Расчет проекций ликвидуса четверной системы А1-№-Ре-Мп

3.3 Расчет проекций ликвидуса пятикомпонентной системы А1-№-Ре-Мп-8 [

3.4 Анализ влияния легирующих элементов и примесей

Глава 4 Исследование влияния легирующих элементов и примесей на структуру, фазовый состав и литейные свойства

4.1 Исследование влияния легирующих элементов на структуру сплава

4.2 Исследование влияния примеси кремния на характер кристаллизации и горячеломкость АН2ЖМц

Глава 5 Исследования процесса образования наночастиц фазы Ь12 и оптимизация режима отжига отливок

Глава 6 Отработка режимов получения тонкостенного

фасонного литья

6.1 Особенности кристаллизации алюминиевого сплава АН2ЖМц (никалина) при литье в различные формы

6.2 Отработка режимов тонкостенного фасонного литья

Глава 7 Определение эксплуатационных свойств сплава АН2ЖМц

7.1 Механические свойства

7.2 Физические свойства сплава

7.2.1 Определение плотности АН2ЖМц

7.2.2 Определение электросопротивления и электропроводности сплава

Выводы по работе

Список использованных источников

Приложение А - Свидетельство о регистрации НОУ-ХАУ

Приложение Б - Протокол испытаний АН2ЖМц при комнатной температуре

Приложение В - Протокол испытаний АН2ЖМц при повышенной температуре

Приложение Г - Технологическая рекомендация на получение отливок из литейного алюминиевого термостойкого сплава АН2ЖМц

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Совершенствование технологии получения фасонных отливок из алюминиевого сплава АН2ЖМц на базе системы Al-Ni-Mn-Fe-Zr с целью повышения прочностных свойств при 300-350°C»

Введение

Работа над созданием жаропрочных алюминиевых сплавов активно велась в нашей стране и за её пределами уже с начала XX века. Развитие новой техники требовало создания новых жаропрочных литейных алюминиевых сплавов. Сравнение свойств сплавов различных систем показало перспективность использования системы Al-Cu. Это привело к созданию сплава AJ119 (АМ5) на базе системы Al-Cu-Mn. Сплавы данного типа показывают наилучший комплекс механических свойств при повышенных температурах среди стандартных литейных алюминиевых сплавов. Однако, при длительной работе при температурах 250 °С и выше, сплавы данной системы сильно разупрочняются. Вторым серьезным недостатком сплавов типа АМ5 (это относится и к широко распространенным силуминам типа АК7ч/АК9ч) является то, что отливки должны подвергаться термообработке включающей закалку (как правило Т6).

Данная проблема потребовала разработки принципиально новых сплавов. В результате проведения научной исследовательской работы в МИСиС, под руководством проф. Н.А.Белова, был проведен поиск новых оригинальных композиций на базе других эвтектик, легированных переходными металлами. Эта работа легла в основу нового сплава АН4Мц2 на базе эвтектики (Al)+Al3Ni. Сплавы этого типа получили название «никалины». Результаты сравнения характеристик ни-калина АН4Мц2 с наиболее жаропрочными промышленными аналогами (сплавами на базе системы Al-Cu и поршневыми силуминами) показали его существенное превосходство по длительной прочности при температурах 300-350 °С.

Однако ввиду высоких требований к качеству шихты и большого содержания никеля, никалин АН4Мц2 имеет смысл рассматривать в качестве модельной композиции, поскольку он предполагает низкое содержание железа и кремния, т.е. для его производства требуется алюминий высокой чистоты. Поэтому на кафедре технологии литейных процессов НИТУ «МИСиС» был разработан новый жаропрочный экономнолегированый никалин АН2ЖМц на базе системы Al-Ni-Fe-Mn-Zr лишенный этих недостатков. В данном сплаве железо является не при-

месью, а легирующим компонентом. Оптимизация состава нового сплава, а таюке изучение его механических и литейных свойств, потребовала дополнительного исследования.

Цель работы

Целью работы является создание научных основ технологии получения фасонных отливок из жаропрочного экономнолегированного алюминиевого сплава АН2ЖМц системы А1-№-Мп-Ре-2г на базе эвтектики (А1)+А19Ре№, упрочняемого при отжиге (без использования закалки) и за счет формирования наночастиц фазы А132г (Ь12).

Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:

1. Провести анализ фазового состава системы А1-№-Мп-Ре-81, в том числе для условий неравновесной кристаллизации.

2. С использование расчетных и экспериментальных методов обосновать оптимальный химический состав сплава АН2ЖМ, включая определения допустимого уровня примеси кремния и концентрационных границ появления первичных кристаллов интерметаллидных фаз.

3. Изучить особенности кристаллизации (включая фазовые превращения) сплава АН2ЖМц при литье в различные формы.

4. Изучить влияние термической обработки на структуру (в частности, на формирования наночастиц фазы А^г и механические свойства (в том числе при повышенных температурах) нового сплава.

5. Провести опытно-промышленное опробование сплава АН2ЖМц для производства сложных тонкостенных отливок сравнительно с марочными сплавами типа АК7ч/АК9ч и АМ5.

Глава 1 Аналитический обзор литературы

1.1 Промышленные литейные алюминиевые сплавы, работающие при повышенных температурах

Литейные алюминиевые сплавы, широко применяемые в промышленности, разработаны на базе пяти основных систем:

1. Сплавы на основе системы алюминий - кремний - магний: АК12 (АЛ2), АК9ч (АЛ4), АК8л (АЛ34), АК7ч (АЛ9);

2. Сплавы на основе системы алюминий - кремний - медь: АК5М (АЛ5), АК8М (АЛ32), АК8МЗч (ВАЛ8), АК12ММгН (АЛЗО), АК12М2МгН (АЛ25), АК21М2, 5Н2,5;

3. Сплавы на основе системы алюминий - медь: АМ5 (АЛ 19), АМ4,5Кд (ВАЛЮ);

4. Сплавы на основе системы алюминий - магний АМг5К (АЛ 13), АМг5Мц (АЛ28), АМгбл (AJI23), АМгЮ (АЛ27), AMrl 1 (АЛ22), АМг7 (АЛ29);

5. Сплавы на основе системы алюминий - прочие компоненты АК7Ц9 (АЛ11), АЦ4Мг (АЛ24) и др.

При этом следует отметить, что для условий длительных воздействий температур и внешних нагрузок в первую очередь применяют сплавы на базе систем Al-Cu и во вторую очередь многокомпонентные сплавы на базе системы Al-Si. Сплавы на базе систем Al-Mg и Al-Zn могут применяться при повышенных температурах только для разовых условий в связи с чрезвычайно низкой жаропрочностью.

1.1.1 Сплавы системы Al - Cu

Двойные сплавы системы Al-Cu (рис. 1.1) применяются в промышленности со второй половины 19 века. Начало применения сплавов типа АЛ7 совпало с освоением термической обработки литейных алюминиевых сплавов (1907 г.).

Сплавы данного типа, с содержанием меди 4-6 % имели пониженные литейные свойства (низкую горячеломкость, жидкотекучесть, высокую линейную усадку). Но применение термической обработки на упрочнение позволило повысить механические свойства сплава на 80% по сравнению со сплавами типа АЛ12.

Рис.1.1 - Диаграмма состояния системы Al-Cu [10]

Сплавы с высоким содержанием меди имеют удовлетворительную жидкотекучесть и меньшую склонность к образованию трещин, но обладают низкими механическими свойствами из-за большого количества в их структуре хрупкого соединения СиАЬ- Поэтому сплавы типа АЛ7 применяют только в закаленном состоянии для изготовления мелких деталей простой формы, а сплавы типа АЛ 12 в основном в литом состоянии для поршней автомобильных и мотоциклетных двигателей. В настоящее время сплав АЛ 12 вытеснен более жаропрочными и технологичными сплавами.

По литейным и коррозионным свойствам сплавы системы А1 - Си значительно уступают сплавам типа силумин, однако они имеют более высокую жаропрочность и хорошо обрабатываются резанием.

Таблица 1.1 - Химический состав жаропрочных литейных алюминиевых сплавов системы А1 - Си

Сплав Содержание компонента, % (алюминий - основа Примеси, %, не более

Си Мп N1 Т1 Прочее Бе 81 гп Прочее

АМ5 (АЛ 19) 4,5 - 5,5 0,6-1,0 0,150,35 3, О, В -0,2 0,3 0,2 0,05 МВ, 0,1 0,2 Ък

АЛ1 3,754,5 - 1,251,75 - 1,752,5 - - з, О, в, К-0,8 0,7 0,3 -

АЛЗЗ 5,5 - 6,2 0,6-1,0 0,8-1,2 0,050,2 Ъх, 0,150,3 Се 3, О, В, К-0,3 0,3 0,05

Примечание. 3 - литье в землю (песчаные формы); О - литье в оболочковые формы; В - литье по выплавляемым модеоо лям; К - литье в кокиль; Д - литье под давлением.

Сплавы системы Al-Cu-Mn

Для ряда отраслей промышленности возникла необходимость в литейном сплаве с более высокими характеристиками. Сравнение свойств сплавов различных двойных систем показало перспективность использования системы Al-Cu для разработки высокопрочных, жаропрочных и пластичных сплавов. Таким образом, коллективом авторов, во главе с И.Ф. Колобневым, был разработан сплав АМ5 (AJI 19) [6].

В соответствии с диаграммой состояния системы содержание меди в сплаве должно быть ниже 5,7% (предела растворимости), так как при более высоком содержании меди в структуре сплава появляется соединение СиА12, что снижает пластичность и жаропрочность сплава. При содержании меди менее 4,5% прочность сплава при комнатной температуре сравнительно невелика.

Третьим компонентом сплава был выбран марганец. Он сочетает в себе высокую степень растворимости при комнатной и повышенной температурах (в частности при 300-350 °С растворимость марганца в алюминии составляет 0,3-0,4 %); сравнительно высокую величину межатомной связи; минимальный коэффициент диффузии в твердом алюминии и образует сложную фазу Т (Ali2Mn2Cu), которая имеет высокую твердость и пониженную склонность к коагуляции при длительном действии повышенных температур.

В процессе оптимизации состава сплава было исследовано влияние легирующих элементов (хрома, ванадия и титана) на механические свойства сплава AJI19. Из трех исследуемых легирующих элементов, по данным [6,16] только титан в интервале содержаний 0,2-0,4 % значительно повышает механические свойства системы Al-Cu-Mn. Положительных результатов удалось достичь удалось достичь в работе [19], легируя сплав скандием.

Сплавы данной системы (рис. 1.2) являются самыми высокопрочными и жаропрочными среди стандартных литейных алюминиевых сплавов [17-23]. Упрочнение обусловлено эффектом дисперсионного твердения при распаде (Al) в процессе старения. Дополнительное упрочнение обеспечивают малые добавки пере-

ходных металлов (Мп, Т\, Ъх и др.) за счет выделения вторичных алюминидов при нагреве под закалку [1]. Механические свойства промышленных сплавов данной системы приведены в таблице 1.2.

Си,% „

а

Рис. 1.2 Диаграмма состояния

б

А1-Си-Мп [9]: а) ликвидус; б) солидус

Таблица 1.2 - Механические свойства сплавов системы А1-Си-Мп

Сплав Способ литья Свойства по режиму Т6

сь, МПа 5,% НВ

АМ5 3 333 4 90

К 333 4 90

АМ4,5Кд 3 421 4 110

К 490 4 120

Таблица 1.3 - Механические свойства сплава АМ5 при повышенных температурах

Свойства Температура, °С

20 200 250 300 350

Предел прочности ов, МПа 333-421 255-265 167-186 137-147 74-88

Предел текучести а0,2, МПа 216-314 216-225 108-118 74-78 49-59

Относительное удлинение 5, % 3-7 2-3 4-5 4,5-6,0 6,5-9,0

К недостаткам сплавов данной системы следует отнести низкие литейные свойства. Широкий полный и эффективный интервалы кристаллизации затрудня-

ют литье сложных тонкостенных отливок в неподатливые формы. Сплавы склонны к образованию усадочных трещин и рассеянной усадочной пористости [1,2,3]. Также, к недостаткам сплавов системы Al-Cu можно отнести высокие требования к содержанию примесей железа и кремния. Включения железа отрицательно влияют на механические свойства, кремний же снижает характеристики жаропрочности.

При температурах выше 200 °С сплавы типа АМ5 сильно разупрочняются. Механические свойства сплава при повышенных температурах приведены в таблице 1.3 [6].

Сплавы системы Al-Cu-Ni

Фазовая диаграмма этой системы (рис. 1.3) необходима для понимания фазового состава жаропрочных сплавов типа AJ11 и AJI33.

Рис. 1.3 - Фазовая диаграмма системы А1-Си-№ [1]: а) проекция ликвидуса; б) распределение фазовых областей в твердом состоянии

Сплав АЛ1 обладает средними свойствами при комнатной температуре и сравнительно высокой жаропрочностью. Упрочнение сплава обусловлено дис-

а

б

персным выделением частиц Б-фазы (А12СиМ§), образующихся при распаде а-твердого раствора при нагреве под закалку. Также повышению характеристики жаропрочности способствует наличие тугоплавкой фазы А16Сиз№, располагающейся по границам зерен.

К недостаткам сплава следует отнести пониженные литейные свойства. Температурный интервал кристаллизации сплава составляет порядка 90К [3]. Сплав склонен к образованию горячих трещин и усадочной пористости.

Механические свойства сплава при комнатной и повышенных температурах приведены в таблице 1.4 [3].

Таблица 1.4 - Механические свойства сплава АЛ1 при комнатной и повы шенных температурах

Свойства Температура, °С

20 200 250 300 350

Предел прочности ав, МПа 260-300 150-180 140-175 100-130 -

Предел текучести а0,МПа 180-220 50-100 33-62 27-37 -

Относительное удлинение 5, % 1-1,5 1,5-2,5 1,9-3,0 4,2-6,0 -

К сплавам системы А1-Си-№ относится сплав АЛЗЗ с малыми добавками марганца, циркония и церия. Легирование АЛЗЗ церием и цирконием приводит к большему торможению процесса распада твердого раствора и устойчивости зон ГП, по сравнению со сплавом АМ5. Жаропрочность сплава также обусловлена наличием тугоплавкой фазы А16Си3№ и сложной эвтектики, не изменяющих своей формы кристаллизации при длительном воздействии повышенных температур.

Сплав обладает низкими литейными свойствами на уровне сплава АМ5. Механические свойства сплава при комнатной и повышенной температурах приведены в таблице 1.5 [3].

Таблица 1.5- Механические свойства сплава АЛЗЗ при комнатной и повышенных температурах1

Свойства Температура, °С

20 200 250 300 350

Предел прочности св, МПа 250-280 220 180-210 150-160 80-100

Предел текучести а0,2, МПа 150-180 - 110-150 150-160 50-70

Относительное удлинение 8, % 2-3 5 2-5 2,5-4,5 5-8

1.1.2 Сплавы системы А1 - 81

Из литературных данных [6] известно, что длительная прочность сплавов одной системы определенным образом коррелирует с пределом прочности при нормальной температуре. В связи с этим, жаропрочность двойных силуминов увеличивается при повышении содержания кремния [13]. Диаграмма состояния системы алюминий-кремний [4] представлена на рисунке 1.4.

81, %

Рис. 1.4 - Диаграмма состояния системы алюминий-кремний [4]

' - Диаметр образцов 10мм. Литье в землю.

При модифицировании двойных силуминов их жаропрочность уменьшается, что, вероятно, связано с уменьшением расстояния между частицами, которое должны проходить при диффузии атомы кремния перед их выделением из раствора.

Таблица 1.6 - Химический состав жаропрочных литейных алюминиевых сплавов системы А1 -

Сплав Содержание компонента, % (алюминий - основа) Примеси, %, не более

Си 81 Мп N1 Т1 Прочее Бе 81 Хп Прочее

АК5М (АЛ5) 1,0-1,5 4,5-5,5 0,350,60 3, О, В - 0,6; К-1,0 0,5 Мп; 0,01 8п; 0,15 Т1; 0,1 Ве

АК8М (АЛ32) 1,0-1,5 7,5-8,5 0,3-0,5 0,3-0,5 0,1-0,3 3, О, В - 0,7; К-0,8; Д -0,9 0,3 0,1 Мп; 0,3 Ъс

В124 3,0-4,0 8,0-11,0 0,150,35 0,1-0,3 0,1-0,3 0,01-0,1 В 3, В, К -0,3; Д-0,6

АК9ч - 8-10,5 0,200,35 0,2-0,5 - - 3, В, к, Д-0,5 - - -

АК12М2МгН (АЛЗО) 0,8-1,5 11-13 0,8-1,3 0,8-1,3 К- 1,1 0,2 0,2 Сг 0,2 гп 0,2 Мп 0,05 РЬ 0,01 8п 0,20 Л

Сплавы системы А1-8ьСи-М§

Данная система имеет важное значение для большинства силуминов, содержащих медь. Согласно диаграмме состояния А1-8ьСи-М§, изображенной на рисунке 1.2, в силуминах равновесными могут находиться фазы А12Си, Q (А15Си2М§8816) и М§28ь В связи с высокой растворимостью кремния, меди и магния в (А1) их совместное влияние необходимо учитывать при выборе концентраций и температур термообработки.

А1.СиМ8 АЦСиМл, А1гСиМв А1(СиМ&

Рисунок 1.2 - Диаграмма А1-81-Си-М§: а - распределение фазовых областей в твердом состоянии; б - диаграмма ликвидуса.

К сплавам данной системы относятся силумины АК5М (АЛ5), АК8М (АЛ32), В124.

Сплав АК5М обладает высокой прочностью при комнатной температуре и повышенной жаропрочностью. Сплав обладает хорошими литейными свойствами (интервал кристаллизации -50 К), низкой склонностью к образованию горячих трещин [3].

Термическая обработка сплава по режиму Т1 не вызывает структурных изменений, видимых методами световой микроскопии. При нагреве под закалку

(в!)

(50

а

б

происходит полное растворение меди и магния в (А1) и дробление кремниевого эвтектического скелета с последующей сфероидизацией его участков [1, 24-29]. Микроструктура сплава приведена на рисунке 1.3 [4].

Механические свойства сплава при комнатной и повышенной температурах приведены в таблице 1.7 [3].

а б

Рисунок 1.3 - Микроструктура сплава АК5М [4]: а - литое состояние, б - после после отжига при 500 °С

Таблица 1.7 - Механические свойства сплава АК5М при комнатной и повышенных температурах

Свойства Температура, °С

20 200 250 300 350

Предел прочности ов, МПа 160-230 180 -220 140-180 100-130 -

Предел текучести о0,2> МПа 180 140 120 80 -

Относительное удлинение 5, % 0,5-1 1,4-2,5 1,5-4 4-6 -

Сплав АК8М обладает высокими механическими свойствами уже в литом состоянии. Сплав упрочняется фазами А12Си и Mg2Si. Старение после литья приводит к заметному упрочнению, поэтому для этого сплава оправдан экономный режим термообработки Т1. При нагреве под закалку в структуре сплава формируются глобулярные частицы кремниевой фазы, а медь и магний полностью растворяются в (А1). Микроструктура сплава приведена на рисунке 1.4 [4].

Механические свойства сплава при комнатной и повышенной температурах приведены в таблице 1.8 [3].

Рисунок 1.4 - Микроструктура сплава АК8М: а - литое состояние, б - после отжига при 500 °С

Таблица 1.8- Механические свойства сплава АК8М при комнатной и повышенных температурах2

Свойства Температура, °С

20 200 250 300 350

Предел прочности ов, МПа 200-270 170-210 130-150 - -

Предел текучести о0,2, МПа 150-220 150-160 110-130 - -

Относительное удлинение 5, % 1,5-2 3,0-4,0 4 - -

Сплав В124 относится к системе Al-Si-Cu-Mg с малыми добавками марганца титана и бора. Сплав обладает высокими значениями прочности при комнатной температуре и повышенной жаропрочностью. Хорошие литейные свойства сплава позволяют изготавливать тонкостенные детали турбин и вентиляторов, работающих при температурах до 250 °С. Механические свойства сплава при комнатной и повышенной температурах приведены в таблице 1.9 [3].

2 - Отдельно отлитые образцы диаметром 12 мм

Таблица 1.9 - Механические свойства сплава В124 при комнатной и повышенных температурах

Свойства Температура, °С

20 200 250 300 350

Предел прочности ов, МПа 340-400 300-310 210-220 130-140 -

Предел текучести а0,2, МПа 330-350 - - - -

Относительное удлинение 5, % 0,5-2 1-3,5 1,5-4 2,5-5 -

Сплавы системы Al-Si-Mg

Система А1-Б1-М§ изображена на рисунке 1.5 [4]. К сплавам данной системы относится АК9ч (АЛ4).

Рисунок 1.5 - Поверхность ликвидуса системы Al-Si-Mg

Сплав применяется для литья сложных корпусных деталей двигателей жидкостного охлаждения. Основным упрочнителем сплавов данного типа является фаза Mg2Si [31-38]. В закаленном состоянии эта фаза почти полностью находится в твердом растворе, а в процессе старения выделяется в виде мельчайших частиц, распределенных по всему объему зерен. На жаропрочность сплава негативно влияют легкоплавкие примеси и примеси, образующие легкоплавкие эвтектики. Микроструктура сплава АК9 приведена на рисунке 1.6 [4]. Сплав АК9ч склонен к

резкому разупрочнению при температурах, превышающих 200 °С. Наиболее эффективно жаропрочность сплава АК9ч можно повысить совместной добавкой меди марганца и магния в сумме не более 2,5 % [6]. Механические свойства сплава АК9ч приведены в таблице 1.10.

Рисунок 1.6 - Микроструктура сплава АК9: а - литое состояние [30], б - после отжига при 500 °С

Таблица 1.10 - Механические свойства сплава АК9ч

Свойства Температура, °С

20 200 250 300 350

Предел прочности ов, МПа 260 - - - -

Предел текучести о0 2, МПа 200 - - - -

Относительное удлинение 5, % 3 - - - -

Длительная прочность о]00, МПа 78-88 44-49 24-25

Поршневые силумины

Поршневые силумины отличаются большой объемной долей кремниевой и никельсодержащих фаз, что обеспечивает высокую прочность при повышенных температурах и низкий коэффициент термического расширения. Поршневые сплавы отличаются сложным химическим составом, потому что для повышения

жаропрочности их легируют никелем, медью, марганцем, хромом и другими элементами [39-40].

Одним из типичных представителей поршневых силуминов является сплав АК12М2МгН (АЛ25). Введение никеля мало изменяет механические свойства сплавов при комнатной температуре, но заметно повышает жаропрочность. Это объясняется упрочнением границ зерен твердого раствора никельсодержащей фазой Т(А16Си3№). Часть меди и магния растворяется в твердом растворе алюминия, что приводит к упрочнению, за счет вторичных выделений метастабильных модификаций фаз и А16Си2М§8815 [1]. Микроструктура сплава приведена на рисунке 1.7 [5]. Механические свойства сплава при комнатной и повышенной температурах приведены в таблице 1.11 [7].

а б в

Рисунок 1.7 - Микроструктура сплава АК12М2МгН: а - х200; б,в - х400

Таблица 1.11 - Механические свойства сплава АК12М2МгН

Свойства Температура,с С

20 200 250 300 350

Предел прочности МПа 324 179 96 48 31

Предел текучести о0,2, МПа 172 124 62 28 17

Относительное удлинение б, % 1 6 - - -

1.2 Влияние состава сплавов на литейные свойства

Зависимость литейных свойств от состава сплавов в системе эвтектического типа фундаментальным образом исследована в работах A.A. Бочвара и И.И. Новикова (рис. 1.8) [41,42, 17].

Область твердо-жидкого Область жидко-твердого

Рисунок 1.8 - Зависимость литейных свойств от состава сплавов в системе эвтектического типа [41, 1] (аЬ - равновесный солидус; ас - неравновесный солидус): жидкотекучесть при постоянном перегреве над ликвидусом; 2 - жидкотекучесть

при постоянной температуре заливки

В своих работах A.A. Бочвар ввел понятие эффективного интервала кристаллизации, которым является температурный интервал между линией начала линейной усадки сплава и неравновесным солидусом сплава. Величина эффективного интервала кристаллизации является одним из основных параметров, влияющих на важнейшее литейное свойство сплавов - горячеломкость. Максимальный уровень горячел ом кости в двойных сплавах отвечает составу, соответствующему концентрационной границе появления неравновесной эвтектики, наибольшей линейной усадке и широкому эффективному интервалу кристаллизации (рис. 1.8). Наиболее важные зависимости горячеломкости от состава сплавов исследованы в монографии И.И. Новикова [17] (рис.1.9). Показатель горячеломкости определялся по кольцевой кокильной пробе.

t,° с

с

650 600

Al-Si

\

» —__

1

1 \

\

\

1

1

Iii 1 till

пг,% 100

80 60 40 20

-

/\ \о\

\р \zo

(г i ' д\д 500 \Э50 —х Nv X üv^ 1 1 l^x. \в \q \í50 ^ i —_ -«¡A

Al 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2 1,4 S¡,% б

Рисунок 1.9 - Зависимость показателя горячеломкости от состава сплавов: а) система Al-Cu (1 - сплав на алюминии А96, 2 - сплав на алюминии А7), проба К1, диаметр 30мм; б) система Al-Si (цифры у кривых указывают температуру кокиля)

1.3 Влияние технологических факторов на жаропрочность алюминиевых сплавов

Скорость кристаллизации

Скорости кристаллизации при литье алюминиевых сплавов в промышленных условиях, как правило, значительно превышают необходимые для равновесного протекания процесса в соответствии с диаграммой состояния [1,6]. Прежде всего, это проявляется в неравномерном распределении легирующих элементов по объему дендритов твердого раствора, т.е. в дендритной ликвации. Во вторую очередь, в структуре сплавов появляются неравновесные структурные составляющие, отсутствующие при равновесной кристаллизации. Особенностью сплавов алюминия с переходными металлами является образование пересыщенных твердых растворов на основе алюминия, в которых содержание легирующих элементов может во много раз превосходить предельную растворимость, указанную в равновесных диаграммах состояния. Переходные металлы оказывают значительный модифицирующий эффект на структуру литейных алюминиевых сплавов. Это обусловлено тем, что еще в жидком состоянии они образуют с атомами алюминия устойчивые высокодисперсные группировки или ультрадисперсные частицы, которые имеют пониженную склонность к укрупнению и являются дополнительными центрами кристаллизации.

Исследование параметров кристаллической решетки твердого раствора переходных металлов в алюминии показало, что даже в условиях небольших скоростей охлаждения удается получить пересыщенные (по сравнению с равновесной диаграммой состояния) твердые растворы марганца, циркония, хрома, титана, ванадия и др [6]. Таким образом, легирование промышленных литейных алюминиевых сплавов переходными металлами, способствует образованию пересыщенных твердых растворов уже в процессе литья.

Термическая обработка

Термическая обработка позволяет регулировать фазовый состав и структуру сплавов. Правильно подобранный режим закалки, старения или отжига позволяет регулировать количество, величину и форму выделений вторых фаз, их распределение по объему зерен и их границам, величину зерен твердого раствора и первично выкристаллизовавшихся фаз.

Скорость распада твердого раствора зависит от природы легирующих элементов, входящих в твердый раствор, температуры старения и времени выдержки при этой температуре.

Устойчивость твердого раствора при повышенных температурах, а также количество, величина, форма и расположение продуктов распада в значительной мере влияют на жаропрочность сплавов.

1.4 Новые жаропрочные литейные алюминиевые сплавы

Вопросам упрочнения и разупрочнения сплавов посвящено большое количество работ, результаты которых можно обобщить следующим образом. По И. Ф. Колобнёву [6], при длительном воздействии высоких температур и напряжений свойства сплавов зависят от ряда факторов:

1) энергии межатомной связи легирующих элементов, которая приближенно характеризуется теплотой сублимации и энергией активации диффузии их в алюминии;

2) степени пересыщения и природы твердого раствора алюминия;

3) скорости распада твердого раствора и формирования атомных скоплений ближнего порядка, зон Гинье - Престона (ГП) и метастабильных фаз;

4) величины, формы, количества и характера распределения частиц вторых фаз в зернах твердого раствора.

Таким образом, повышение рабочей температуры и длительности ее воздействия приводит к необходимости комплексного легирования сплава элементами с

26

высокой температурой плавления и низким коэффициентом диффузии. Чем выше температура эксплуатации детали, тем сложнее по химическому составу должен быть твердый раствор сплава, из которого она изготовлена и тем меньше он должен быть пересыщен. При этом жаропрочность сплавов повышается в том случае, если их твердый раствор легирован в соотношениях, обеспечивающих образование сложных по составу и структуре металлических соединений.

Продуктами распада твердого раствора алюминия должны быть ультрадисперсные твердые частицы устойчивых сложных фаз, в незначительной степени склонных к коагуляции при повышенных температурах. В этом случае образуется ультрадисперсная микрогетерогенная структура зерен твердого раствора, обеспечивающая торможение передвижений дислокаций и атомных слоев по плоскостям скольжения.

Для предотвращения развития процессов деформации в структуре жаропрочных литейных алюминиевых сплавов должны быть устойчивые тугоплавкие фазы, которые кристаллизуются в тонкой разветвленной форме и хорошо блокируют границы зерен твердого раствора.

При легировании жаропрочных литейных сплавов следует также учитывать необходимость наличия в них более 20 % сложной эвтектики для обеспечения высоких литейных свойств.

Существенно повысить жаропрочность алюминиевых сплавов можно за счет легирования повышенными концентрациями переходных металлов [6,68,104,105,107]. Переходные металлы можно разделить на две группы, согласно степени растворимости в твердом растворе алюминия: элементы, имеющие сравнительно высокую растворимость (марганец, гафний, хром, ванадий, скандий, цирконий и др.) и малорастворимые элементы (никель, железо, церий и др.), образующие фазы эвтектического или первичного происхождения. С ростом скорости кристаллизации растворимость металлов первой группы в твердом растворе алюминия значительно растет, растворимость металлов второй группы практически не меняется, но происходит измельчение фаз кристаллизационного происхождения и сдвиг эвтектической точки в сторону большего их содержания [1].

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Санников, Андрей Владимирович, 2014 год

Список использованных источников

1 Золоторевский B.C., Белов H.A. Металловедение литейных алюминиевых сплавов. М.: МИСиС. 2005.-376 с.

2 Курдюмов А. В., Пикунов М. В., Чурсин В. М., Бибиков Е. JI. Производство отливок из сплавов цветных металлов.- М.: МИСиС, 1996. - 504 с

3 Алиева С. Г., Альтман М. Б., Амбарцумян С. М. Промышленные алюминиевые сплавы. - М. : Металлургия, 1984. - 340 с.

4 Белов H.A., Савченко C.B., Хван A.B. Фазовый состав и структура силуминов. Справочное издание - Москва: МИСиС, 2007.- 283 с.

5 Золотаревский B.C., Таран. Ю. Н. Силумины. Атлас микроструктур и фрак-тограмм - М. : МИСИС, 1996. - 175 с.

6 Колобнев И. Ф. Жаропрочность литейных алюминиевых сплавов. М. «Металлургия», 1973,2-е изд. - с. 320.

7 Дж.Е.Хетч Алюминий. Свойства и физическое металловедение. Пер. с англ. М.Металлургия, 1989. - с.421

8 Мондольфо Л.Ф. Структура и свойства алюминиевых сплавов / пер. с англ. Ф.И. Квасова и др. М.: Металлургия, 1979.

9 Белов H.A. Фазовый состав промышленных и перспективных алюминиевых сплавов - М.: Издательский Дом МИСиС, 2010. - 511 с

10 Лякишев Н.П. Диаграммы состояния металлических систем: Справочник: В 3 т.: Т. 1 /Под общ. ред. Лякишева Н.П. - М.: Машиностроение, 1996. - 992 с.

11 Строганов Г.Б., Ротенберг В.А., Гершман Г.Б. Сплавы алюминия с кремние нов Г.Б., Ротенберг В.А., Гершман Г.Б. Сплавы алюминия с кремнием. - М.: Металлургия, 1977. - 272с

12 Применение алюминиевых сплавов: Справ, изд. / Отв. ред. P.E. Шалин, Н.Д. Бобовников. М.: Металлургия, 1985. - 334с.

13 Новиков И.И. Горячеломкость цветных металлов и сплавов. М.: Наука, 1966.-299с.

14 Пикунов М.В. Плавка металлов. Кристаллизация сплавов. Затвердевание отливок. -М.: МИСиС, 2005.-416 с.

15 Напалков В.И. Легирование и модифицирование алюминия и магния / В.И. Напалков, С.В. Махов. М.: МИСиС, 2002. - 375 с.

16 MERVIN A. HERBERT, CHANDAN SARKAR, R. MITRA, and M.HAKRABORTY Microstructural Evolution, Hardness, and Aliigatoring in the Mushy State Rolled Cast Al-4.5Cu Alloy and In-Situ A14.5Cu-5TiB 2 Composite // International Journal of Thermophysics. - 2002. - Volume 23. - issue 4

17 M.A. Talamantes-Silva, A. Rodríguez, J. Talamantes-Silva, S. Valtierra, Rafael Colás Characterization of an Al-Cu cast alloy // MATERIALS CHARACTERIZATION. - 2008. - 59. - p.1434 - 1439

18 Wei Wen Zhang, Bo Lin, DaTong Zhang, Yuan Yuan Li Microstructures and mechanical properties of squeeze cast Al-5.0Cu-0.6Mn alloys with different Fe content // Materials and Design. - 2013. - 52. - p.225-233

19 B.A. Chen, L. Pan, R.H. Wang, G. Liu, P.M. Cheng, L. Xiao, J. Sun Effect of solution treatment on precipitation behaviors and age hardening response of Al-Cu alloys with Sc addition // Materials Science and Engineering A. - 2011. - 530. - p.607-617

20 O.V. Rofman, P.S. Bate Dynamic grain growth and particle coarsening in Al-3.5Cu // Acta Materialia. - 2010. - 58. - p.2527-2534

21 Y. Huang, J.D. Robson, P.B. Prangnell The formation of nanograin structures and accelerated room-temperature theta precipitation in a severely deformed AI-4 wt.% Cu alloy //Acta Materialia. - 2010. - 58. - p.1643-1657

22 Bo Lin, WeiWen Zhang, ZhaoHui Lou, DaTong Zhang, Yuan Yuan Li Comparative study on microstructures and mechanical properties of the heat-treated Al-5.0Cu-0.6Mn-xFe alloys prepared by gravity die casting and squeeze casting // Materials and Design. - 2014. - 59. - p.10-18

23 H. M6LLER, U. A. CURLE, E. P. MASUKU Characterization of surface liquid segregation in SSM-HPDC aluminium alloys 7075,2024, 6082 and A201 // Trans. Non-ferrous Met. Soc. China. - 2010. - 20. - s847-s851

24 Wojciech Kasprzak, Babak Shalchi Amirkhiz, Marek Niewczas Structure and properties of cast Al-Si based alloy with Zr-V-Ti additions and its evaluation of high temperature performance // Journal of Alloys and Compounds. - 2014. - 595. - p.67-79

25 Hiroyuki Toda, Takanori Nishimura, Kentaro Uesugi, Yoshio Suzuki,Masakazu Kobayashi Influence of high-temperature solution treatments on mechanical properties of an Al-Si-Cu aluminum alloy // Acta Materialia. - 2010. - 58. - p.2014-2025

26 J.Y. Hwang, H.W. Doty, M.J. Kaufman The effects of Mn additions on the microstructure and mechanical properties of Al-Si-Cu casting alloys // Materials Science and Engineering A. - 2008. - 488. - p.496-504

27 A.M.A.Mohamed, F.H. Samuel, S.A1 kahtani Influence of Mg and solution heat treatment on the occurrence of incipient melting in Al-Si-Cu-Mg cast alloys // Materials Science and Engineering A. - 2012. - 543. - p.22-34

28 H.A. Elhadari, H.A. Patel, D.L. Chen, W. Kasprzak Tensile and fatigue properties of a cast aluminum alloy with Ti, Zr and V additions // Materials Science and Engineering A. - 2011. - 528. - p.8128-8138

29 Y. Han, A.M. Samuel, H.W. Doty, S. Valtierra, F.H. Samuel Optimizing the tensile properties of Al-Si-Cu-Mg 319-type alloys: Role of solution heat treatment // Materials and Design. - 2014. - 58. - p.426-438

30 A. Pardo, S. Feliu' Jr., M.C. Merino, R. Arrabal, E. Matykina The effect of cerium and lanthanum surface treatments on early stages of oxidation of A361 aluminium alloy at high temperature // Applied Surface Science. - 2007. - 254. - p.586-595

31 Maja Von'cina, Stanislav Kores, Primovz Mrvar, Jo'zef Medved Effect of Ce on solidification and mechanical properties of A360 alloy // Journal of Alloys and Compounds. - 2011. - 509. - p.7349-7355

32 A.M.A. Mohamed, F.H. Samuel, Saleh A1 kahtani Microstructure, tensile properties and fracture behavior of high temperature Al-Si-Mg-Cu cast alloys // Materials Science & Engineering A. - 2013. - 577. - p.64-72

33 Shahrooz Nafisi, Reza Ghomashchi Boron-based refiners: Advantages in semi-solid-metal casting of Al-Si alloys // Materials Science and Engineering A. - 2007. -452-453. - p.437-444

34 H.-W. Chang, P.M. Kelly, Y.-N. Shi, M.-X. Zhang Effect of eutectic Si on surface nanocrystallization of Al-Si alloys by surface mechanical attrition treatment // Materials Science and Engineering A. - 2011. - 530. - p.304-314

35 Omid Lashkari, Reza Ghomashchi Rheological behavior of semi-solid Al-Si alloys: Effect of morphology // Materials Science and Engineering A. - 2007. - 454-455. -p.30-36

36 Q.G. Wang, M. Praud, A. Needleman, K.S. Kim, J.R. Griffiths, C.J. Davidsone, C.H. Ca'ceres, A.A. Benzerga Size effects in aluminium alloy castings // Acta Materialia. - 2010. - 58. - p.3006-3013

37 E.A. Vieira, A.M. Kliauga and M. Ferrante On the formation of spheroidal microstructures in a semi-solid Al-Si alloy by thermomechanical processing // Scripta Materialia. - 2007. - 57. - p.l 165-1168

38 S. Jana, R.S. Mishra, J.B. Baumann, G. Grant Effect of friction stir processing on fatigue behavior of an investment cast Al-7Si-0.6 Mg alloy // Acta Materialia. - 2010. -58. - p.989-1003

39 G.Hebert, D.Dube, R.Tremblay Tensile and fatigue behavior of thin-walled cast A383.0 components // Materials Science and Engineering A. - 2012. - 552. - p.89-96

40 Alireza Hekmat-Ardakan, Frank Ajersch Thermodynamic evaluation of hypereu-tectic Al-Si (A390) alloy with addition of Mg // Acta Materialia. - 2010. - 58. - p.3422-3428

41 Бочвар A.A., PIobhkob И.И.. // Сб. МИЦМиЗ. «Технология цветных металлов», вып. 23. Металлургиздат, 1952, с.5

42 Бочвар А.А., Жадаева О.С. Юбилейный сборник трудов Моск. Ин-та цветных металлов, вып.9, Металлургиздат, 1976.

43 J.D. Robson, Р.В. Prangnell Modelling Al3Zr dispersoid precipitation in multi-component aluminium alloys // Materials Science and Engineering A. - 2003. - 52. -p.240- 250

44 Keith E. Knipling, Richard A. Karnesky, Constance P. Lee, David C. Dunanda, David N. Seidman Precipitation evolution in Al-O.ISc, Al-O.lZr and Al-0.1Sc-0.1Zr (at.%) alloys during isochronal aging //Acta Materialia. - 2010. - 58. - p.5184-5195

iH'fti if , 1*1

45 C.L. Mendis, H.P. Jhawar, T.T. Sasaki, K. Oh-ishi, K. Sivaprasad, E. Fleury, K. Hono Mechanical properties and microstructures of Al-lFe-(0-l)Zr bulk nano-crystalline alloy processed by mechanical alloying and spark plasma sintering // Materials Science and Engineering A. - 2012. - 541. - p.152-158

46 Q. Du, W.J. Poole, M.A. Wells A mathematical model coupled to CALPHAD to predict precipitation kinetics for multicomponent aluminum alloys // Acta Materialia. -2012. - 60. - p.3830-3839

47 N. A. Belov, A. N. Alabin, and A. R. Teleuova COMPARATIVE ANALYSIS OF ALLOYING ADDITIVES AS APPLIED TO THE PRODUCTION OF HEAT-RESISTANT ALUMINUM-BASE WIRES //Metal Science and Heat Treatment. -2012,-Vol. 53.-Nos. 3-4

48 N. A. Belov, A. N. Alabin, A. Yu. Prokhorov, and N. V. Skvortsov EFFECT OF INTERMEDIATE ANNEALING ON TPIE RESISTIVITY AND STRENGTH OF WIRE FROM LOW-ALLOY ALUMINUM ALLOYS OF THE A1 - Zr - Fe - Si SYSTEM // Metal Science and Heat Treatment. - 2012. - Vol. 54, Nos. 3-4

49 Shimaa El-Hadad, Hisashi Sato, Yoshimi Watanabe Anisotropic mechanical properties of equal channel angular pressed Al-5% Zr alloy containing platelet particles // Materials Science and Engineering A. - 2010. - 527. - p.4674~4679

50 B. Forbord, H. Hallem, J. Rjayset, K. Marthinsen Thermal stability of A1 3 (Sc x ,Zr 1 - x )-dispersoids in extruded aluminium alloys // Materials Science and Engineering A. - 2008. - 475. - p.241-248

51 V. Neuberta, B. Smola, I. Stul'ikov'a, A. Bakkar, J. Reuter Microstructure, mechanical properties and corrosion behaviour of dilute Al-Sc-Zr alloy prepared by powder metallurgy // Materials Science and Engineering A. - 2007. - 464. - p.358-364

52 B. Srinivasarao, C. Suiyanarayana, K. Oh-ishi, K. Hono Microstructure and mechanical properties of Al-Zr nanocomposite materials // Materials Science and Engineering A. - 2009. - 518. - p. 100-107

53 M. Scho"bela, P. Pongratz, H.P. Degischer Coherency loss of Al3(Sc,Zr) precipitates by deformation of an Al-Zn-Mg alloy // Acta Materialia. - 2012. - 60. - p.4247-4254

54 Keith E. Knipling and David C. Dunand Creep resistance of cast and aged Al-O.lZr and Al-0.1Zr-0.1Ti (at.%) alloys at 300-400 С // Scripta Materialia. - 2008. - 59. -p.3 87-390

55 Christopher Booth-Morrison, David N. Seidman, David C. Dunand Effect of Er additions on ambient and high-temperature strength of precipitation-strengthened Al-Zr-Sc-Si alloys //Acta Materialia. - 2012. - 60. - p.3643-3654

56 W.W.Zhou, B.Cai, W.J.Li, Z.X.Liu, S.Yang Heat-resistant Al-0.2Sc-0.04Zr electrical conductor // Materials Science and Engineering A. - 2012. - 552. - p.353-358

57 Hongying Li, Jie Bin, Jiaojiao Liu, Zhaohe Gao and Xiaochao Lu Precipitation evolution and coarsening resistance at 400 С of A1 microalloyed with Zr and Er // Scripta Materialia. - 2012. - 67. - p.73-76

58 Zhihong Jia, Guiqing Hu, B0rge Forbord, Jan Ketil Solberg Enhancement of re-crystallization resistance of Al-Zr-Mn by two-step precipitation annealing // Materials Science and Engineering A. - 2008. - 483-484. - p.195-198

59 Н.А.Белов, В.Д. Белов, А.Н.Алабин, C.B. Савченко, С.Б. Новичков, А.Г. Строганов, А.Г. Цыденов «Литейный алюминиевый сплав (экономнолегированный высокопрочный cmiyMHH-A19Si-Q)» Патент РФ №2441091, публ.27.01.2012, бюл. №3

60 Belov N.A. Principles of Optimising the Structure of Creep-Resisting Casting Aluminium Alloys Using Transition Metals // Journal of Advanced Materials. - 1994. - 1 (4). - p.321-329.

61 Belov N.A., "Aluminium Casting Alloys with High Content of Zirconium". 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, P.293-298.

62 Патент РФ 2001145, C22C021/00, Литейный сплав на основе алюминия, Белов Н.А., от 15.11.1993.

63 Н.А. Белов, А.Н. Алабин. Перспективные алюминиевые сплавы с повышенной жаропрочностью для арматуростроения как возможная альтернатива сталям и чугунам. ActualConference 2(65) 20 Юг

64 Белов Н.А. Структура и упрочнение литейных сплавов системы алюминий— никель—цирконий // МиТОМ. - 1993. - № 10. - С. 20—24

65 Белов Н.А., Истомин-Кастровский В.В., Наумова Е.С. Исследование распада аномально пересыщенных твердых растворов в литых сплавах на основе алюминия, легированных цирконием // Изв. вузов. Цветная металлургия. - 1996. - № 4. - С. 45—50.

66 Н.А. Белов, А.Н. Алабин, В. Истомин-Кастровский, Е.Г. Степанова Влияние отжига на структуру и механические свойства холоднокатаных листов Al—Zr сплавов // Изв. вузов. Цветная металлургия. - 2006. - № 2. - С. 60-65.

67 Sung-Hwan Choi, Si-Young Sung , Hyun-Joo Choi, Young-Ho Sohn, Bum-Suck Han, Kee-Ahn Lee High Temperature Tensile Deformation Behavior of New Heat Resistant Aluminum Alloy//Procedia Engineering. - 2011. - 10. - p. 159-164

68 V. I. Elagin WAYS OF DEVELOPING HIGH-STRENGTH AND HIGH-TEMPERATURE STRUCTURAL ALUMINUM ALLOYS IN THE 21st CENTURY // Metal Science and Heat Treatment. - 2007. - Vol. 49. - Nos. 9-10

69 V. I. Napalkov, S. V. Makhov, and D. A. Popov PRODUCTION OF ADDITIONS FOR ALUMINUM ALLOYS // Metal Science and Heat Treatment. - 2012. -Vol. 53.-Nos. 9-10

70 ГОСТ 30620-98. Сплавы алюминиевые для производства поршней. М.: ИПК Изд-во Стандартов. 2001.

71 ГОСТ 1583-93. Сплавы алюминиевые литейные. М.: ИПК Изд-во Стандартов. 1993.

72 ГОСТ 11069 - 2001 Алюминий первичный. М.: ИПК Изд-во Стандартов. 2002.

73 ГОСТ 859-2001. Медь. Марки. М.: ИПК Изд-во Стандартов. 2008.

74 ГОСТ 804-93 Магний первичный в чушках. М.: ИПК Изд-во Стандартов. 2008.

75 ГОСТ 6008-90. Марганец металлический и марганец азотированный. Технические условия. М.: ИПК Изд-во Стандартов. 2002.

76 ГОСТ 849-2008 Никель первичный. Технические условия. М.: ИПК Изд-во Стандартов. 2008.

77 ГОСТ 1497-84 Металлы. Методы испытаний на растяжение. М.: ИПК Изд-во Стандартов. 2008.

78 ГОСТ 9012-59 Металлы. Метод испытаний. Измерение твердости по Бри-неллю. М.: ИПК Изд-во Стандартов. 2002.

79 ГОСТ 20018-74 Сплавы твердые спеченные. Метод определение плотности. М.: ИПК Изд-во Стандартов. 2002.

80 Qinglong Zhao, Marius Slagsvold and Bj0rn Holmedal Comparison of the influence of Si and Fe in 99.999% purity aluminum and in commercial-purity aluminum // Scripta Materialia. - 2012. - 67. - p.217-220

81 C. Booth-Morrison, Z. Mao, M. Diaz, D.C. Dunand, C. Wolverton, D.N. Seidman Role of silicon in accelerating the nucleation of Al3(Sc,Zr) precipitates in dilute Al-Sc-Zr alloys // Acta Materialia. - 2012. - 60. - p.4740^752

82 C.-L. Chen, R.C. Thomson Study on thermal expansion of intermetallics in multi-component Al-Si alloys by high temperature X-ray diffraction // Intermetallics. - 2010. -18. - p.1750-1757

83 C.-L. Chen, A. Richter, R.C. Thomson Mechanical properties of intermetallic phases in multi-component Al-Si alloys using nanoindentation // Intermetallics. - 2009. - 17. - p.634-641

84 S.M. Miresmaeili, B. Nami Impression creep behavior of Al-1.9%Ni-l.6%Mn-l%Mg alloy // Materials and Design. - 2014. - 56. - p.286-290

85 J. Li, W.Z. Zhang, K. Marthinsen Precipitation crystallography of plate-shaped A1 6 (Mn,Fe) dispersoids in AA5182 alloy //Acta Materialia. - 2012. - 60. - p.5963-5974

86 M. Vlach, I. Stulikova, B.Smola, J.Piesova, H. Cisarova, S. Danis, J. Plasek, R. Gemma, D.Tanprayoon, V. Neubert Effect of cold rolling on precipitation processes in Al-Mn-Sc-Zr alloy // Materials Science and Engineering A. - 2012. - 548. - p.27-32

87 N. V. Kazennov, К. B. Kalmykov, S. F. Dunaev, and N. E. Dmitrieva PHASE EQUILIBRIA IN THE A1 - Mn - Si SYSTEM AT 823 К // Metal Science and Heat Treatment. -2011. - Vol. 53. - Nos. 3-4

88 Alireza Hekmat-Ardakan Thermodynamic evaluation of hypereutectic Al-Si (A390) alloy with addition of Mg // Acta Materialia. - 2010. - 58. - p.3422-3428

89 Huijun Kang 3-D morphology and growth mechanism of primary A16Mn inter-metallic compound in directionally solidified Al-3at.%Mn alloy // Intermetallics. - 2012. - 23. - p.32-38

90 Yucel Birol Impact of homogenization on recrystallization of a supersaturated Al-Mn alloy // Scripta Materialia. - 2009. - 60. - p.5-8

91 Xi Li Claude Esling Effect of a high magnetic field on the Al-Al 3 Ni fiber eutec-tic during directional solidification // Acta Materialia. - 2010. - 58. - p.2430-2441

92 J. Li, A.M.F. Muggerud, A. Olsen, T. Furu Precipitation of partially coherent a-Al(Mn,Fe)Si dispersoids and their strengthening effect in AA 3003 alloy // Acta Materialia. - 2012. - 60. - p.1004-1014

93 C.-L. Chen, A. Richter, R.C. Thomson Investigation of mechanical properties of intermetallic phases in multi-component Al-Si alloys using hot-stage nanoindentation // Intermetallics. - 2010. - 18. - p.499-508

94 P. Orozco-González, M. Castro-Román Precipitation of Fe-rich intermetallic phases in liquid Al-13.58Si-ll.59Fe-l.19Mn alloy // Intermetallics. - 2010. - 18. -p.1617-1622

95 Yong Du, Shuhong Liu An overview on phase equilibria and thermodynamic modeling in multicomponent Al alloys: Focusing on the Al-Cu-Fe-Mg-Mn-Ni-Si-Zn system // CALPHAD: Computer Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry. -2011. - 35. - p.427-445

96 Manuel V. Canté Interrelation of cell spacing, intermetallic compounds and hardness on a directionally solidified Al-1.0Fe-1.0Ni alloy. - Materials and Design. - 2013. -51.- p.342-346

97 Lijun Zhang Phase equilibria of the Al-Fe-Ni system at 850°C and 627°C // Journal of Alloys and Compounds. - 2008. - 454. - p. 129-135

98 Lijun Zhang, Yong Du Diffusivities of an Al-Fe-Ni melt and their effects on the microstructure during solidification // Acta Materialia. - 2010. - 58. - p.3664-3675

99 Yong Du, Shuhong Liu An overview on phase equilibria and thermodynamic modeling in multicomponent A1 alloys: Focusing on the Al-Cu-Fe-Mg-Mn-Ni-Si-Zn system // CALPHAD: Computer Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry. -2011. - 35. - p.427-445

100 Martin С J. Marker Phase equilibria and structural investigations in the system Al-Fe-Si // Intermetallics. - 2011. - 19. - p. 1919-1929

101 Yong Du, Julius Clemens Schuster A thermodynamic description of the Al-Fe-Si system over the whole composition and temperature ranges via a hybrid approach of CALPHAD and key experiments // Intermetallics. - 2008. - 16. - p.554 - 570

102 Белов H.A., Наумова E.A. Структура и свойства литейных сплавов на основе системы алюминий-церий // Перспективные материалы. - 1999. - N 6. - с.47-56.

103 Belov N.A., Naumova Е.А., and Eskin D.G. Casting alloys of the Al-Ce-Ni System: Microstructural Approach to Alloy Design // Mater. Sci. Eng. A // 1999. -vol.271.-p. 134-142.

104 Добаткин В.И., Елагин В.И., Федоров B.M. Быстрозакристаллизованные алюминиевые сплавы. М.: Вилс, 1995. - 341 с.

105 Добаткин В.И., Федоров В.М., Бондарев Б.И. Гранулируемые алюминиевые сплавы с высоким содержанием переходных металлов. Технология легких сплавов №3,2004, с. 22-29.

106 Патент РФ 247813, С22С21/06. Термостойкий литейный алюминиевый сплав, Белов Н.А, Белов В.Д., Алабин А.Н., Мишуров С.С., от 27.03.2013

107 Добаткин В.И., Елагин В.И., Федоров В.М. Быстрозакристаллизованные алюминиевые сплавы. М.: ВИЛС, 1995. - 341 с.

108 Добаткин В.И., Федоров В.М., Бондарев Б.И. и др. Гранулируемые алюминиевые сплавы с высоким содержанием переходных металлов. Технология легких сплавов №3, 2004, с. 22-29.

Приложение А - Свидетельство о регистрации НОУ-ХАУ

я

МИСиС

г»п и/тятя ТИъС^ТТЬП

х? л А1-1 л2/ х Ж^и Я. МЛ V»/ Л

О РЕГИСТРАЦИИ НОУ-ХА У

Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования Национальный исследовательский технологический университет «МИСиС» на основании Положения о порядке учета и передаче на хранение сведений об объектах интеллектуальной собственности, в отношении которых установлен режим коммерческой тайны, утвержденного приказом № 216 о.в. от 19 ноября 2002 г.. выдано настоящее свидетельство о регистрации следующего объекта интеллектуальной собственности:

ТЕРМОСТОЙКИЙ АЛЮМИНИЕВЫМ СПЛАВ АШЖМц НА БАЗЕ СИСТЕМЫ АШ-Мп-Ее~гг И СПОСОБ ПОЛУЧЕНИЯ ИЗ

НЕГО ОТЛИВОК

Правообладатель: Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования Национальный

исследовательский технологический университет «МИСиС»

Авторы:

Белов Н.А., Алабин А.Н., Санников А.В., Белов В.Д.

щ тмтш №

'ч-

Зарегистрировано в Депозитарии ноу-хау Отдела защиты интеллектуальной собственности Ив 35-004-2011 ОИС от декабря 2011 г.

Лрорекпулр по науке и инновациям

М.Р. Филонов

Приложение Б - Протокол испытаний АН2ЖМц при комнатной

температуре

1тск I ЯоеН

Стандартный протокол

Результаты:

Подсерия #49 № Материал Емод ЙРа Р*р 0.2 МРа Рт МРа пласт. Удлинение-в-Разруш. %

205 АН2ЖМц 11 Т1 (...400) точ/обр 75 211 281 4,9

206 АН2ЖМц II Т1 (...400) точ/обр 68 198 275 4,3

207 АН2ЖМц II Т1 (...400) точ/обр 67 196 276 9,3

208 АН2ЖМцН Т1 (...450) точ/обр 66 197 268 2,7

209 АН2ЖМц II Т1 (...450) точ/обр 76 197 270 2,6

График серии:

300 —

Удлинение в %

Приложение В - Протокол испытаний АН2ЖМц при повышенной

температуре

Хшск / Яое11

АН2ЖМЦ

Испытание при повышенной температуре 300 и 350 С Результаты;

Материал Яр 0.2 Ят пласт. Удлинение-е-Разруш.

Обозначение МРа МРа %

■■■¡■■В АН2ЖМц Т(300.6-450,6) - 300 62 87 50

■■■■■■■ АН2ЖМц Т - 300 68 86 51,4

■■■■■■ АН2ЖММ Т - 350 51 63 46,8

■■■■■■ АН2ЖМц Т - 350 55 65 34,1

График серии:

100

80

та О-

2 60

ф

X

Ф

X

ГС

о.

с

«

40

20 --

40 60

Удлинение в %

Приложение Г - Технологическая рекомендация на получение отливок из литейного алюминиевого термостойкого сплава АН2ЖМц

НИТУ «МИСнС»

Выпуск 1

Получение отливок из литейного алюминиевого термостойкого сплава АН2ЖМц

Проект

стр 1 из 7

СОГЛАСОВАНО:

УТВЕРЖДАЮ:

Генеральный 00 «Мехай:

Прорек НИТУ

науке и инновациям

"."М.Р.Филонов

I ТЕХНОЛОГИЧЕСКАЯ РЕКОМЕНДАЦИЯ

на получение отливок из литейного алюминиевого термостойкого сплава

АН2ЖМи

!

Дата введения: 27.01.2014

Срок действия неограничен

Разработаны: Проф., д.т.н

Аспирант

А.В. Санников