Особенности плавления и термической обработки литейного сплава al -mg -si -mn с добавками титана и циркония (по 0,1 вес.%)

Представлена литая структура и структура после гомогенизации отливок из сплава AlMg5Si2Mn+(Zr+Ti), полученных литьем в кокиль. Образцы исследованы методами дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК), световой и электронной микроскопии. Механические свойства определены измерениями твердости и ми...

Ausführliche Beschreibung

Gespeichert in:

Bibliographische Detailangaben
Datum:	2014
Hauptverfasser:	Бойко, В.В., Трудоношин, А.И., Mихаленков, K.В.
Format:	Artikel
Sprache:	Russian
Veröffentlicht:	Фізико-технологічний інститут металів та сплавів НАН України 2014
Schriftenreihe:	Процессы литья
Schlagworte:	Кристаллизация и структурообразование сплавов
Online Zugang:	http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/159816
Tags:	Tag hinzufügen Keine Tags, Fügen Sie den ersten Tag hinzu!
Назва журналу:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Zitieren:	Особенности плавления и термической обработки литейного сплава al -mg -si -mn с добавками титана и циркония (по 0,1 вес.%) / В.В. Бойко, А.И. Трудоношин, K.В. Mихаленков // Процессы литья. — 2014. — № 3. — С. 27-38. — Бібліогр.: 10 назв. — рос.

Institution

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

id	irk-123456789-159816
record_format	dspace
spelling	irk-123456789-1598162019-10-16T01:25:32Z Особенности плавления и термической обработки литейного сплава al -mg -si -mn с добавками титана и циркония (по 0,1 вес.%) Бойко, В.В. Трудоношин, А.И. Mихаленков, K.В. Кристаллизация и структурообразование сплавов Представлена литая структура и структура после гомогенизации отливок из сплава AlMg5Si2Mn+(Zr+Ti), полученных литьем в кокиль. Образцы исследованы методами дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК), световой и электронной микроскопии. Механические свойства определены измерениями твердости и микротвердости. ДСК измерениями показано, что температура плавления эвтектики в сплаве AlMg5Si2Mn+(Zr+Ti) равна 593±2,5 °C, что выше, чем у сплава АК7. Исследованиями микроструктуры подтверждено, что гомогенизация приводит к изменению морфологии эвтектических ламелей Mg₂Si в сферы. Измерениями макро- и микротвердости показано, что твердость постепенно увеличивается в процессе искусственного старения. Представлено литу структуру та структуру після гомогенізації виливків зі сплаву AlMg5Si2Mn+(Zr+Ti), які отримані литтям в кокіль. Зразки досліджено методами диференційно скануючої калориметрії (ДСК), світлової та електронної мікроскопії та визначенням мікротвердості. ДСК дослідженнями показано, що температура плавлення евтектики в сплаві AlMg5Si2Mn+(Zr+Ti) становить 593±2,5 °C, що вище ніж у комерційного сплаву АК7. Дослідженнями мікроструктури підтведжено, що гомогенізація призводить до зміни морфології евтектичних ламелей Mg₂Si в сфери. Вимірюванням макро- і мікротвердості показано, що твердість поступово збільшується при штучному старінні. The as-cast and heat treated structure of permanent mould of the AlMg5Si2Mn alloy has been investigated by differential scanning calorimetry (DSC), microhardness measurements, light and transmission electron microscopies. DSC measurements show that the eutectic melting temperature was about 593±2,5 °C and it is higher than that of commercial A356 casting alloy. Results of solution treatment showed that eutectic lamellas changing their morphology to spheres. The macro- and microhardness tests show that hardness continuously growth during artificial aging. 2014 Article Особенности плавления и термической обработки литейного сплава al -mg -si -mn с добавками титана и циркония (по 0,1 вес.%) / В.В. Бойко, А.И. Трудоношин, K.В. Mихаленков // Процессы литья. — 2014. — № 3. — С. 27-38. — Бібліогр.: 10 назв. — рос. 0235-5884 http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/159816 669.715’721’782’74:536.6 ru Процессы литья Фізико-технологічний інститут металів та сплавів НАН України
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
collection	DSpace DC
language	Russian
topic	Кристаллизация и структурообразование сплавов Кристаллизация и структурообразование сплавов
spellingShingle	Кристаллизация и структурообразование сплавов Кристаллизация и структурообразование сплавов Бойко, В.В. Трудоношин, А.И. Mихаленков, K.В. Особенности плавления и термической обработки литейного сплава al -mg -si -mn с добавками титана и циркония (по 0,1 вес.%) Процессы литья
description	Представлена литая структура и структура после гомогенизации отливок из сплава AlMg5Si2Mn+(Zr+Ti), полученных литьем в кокиль. Образцы исследованы методами дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК), световой и электронной микроскопии. Механические свойства определены измерениями твердости и микротвердости. ДСК измерениями показано, что температура плавления эвтектики в сплаве AlMg5Si2Mn+(Zr+Ti) равна 593±2,5 °C, что выше, чем у сплава АК7. Исследованиями микроструктуры подтверждено, что гомогенизация приводит к изменению морфологии эвтектических ламелей Mg₂Si в сферы. Измерениями макро- и микротвердости показано, что твердость постепенно увеличивается в процессе искусственного старения.
format	Article
author	Бойко, В.В. Трудоношин, А.И. Mихаленков, K.В.
author_facet	Бойко, В.В. Трудоношин, А.И. Mихаленков, K.В.
author_sort	Бойко, В.В.
title	Особенности плавления и термической обработки литейного сплава al -mg -si -mn с добавками титана и циркония (по 0,1 вес.%)
title_short	Особенности плавления и термической обработки литейного сплава al -mg -si -mn с добавками титана и циркония (по 0,1 вес.%)
title_full	Особенности плавления и термической обработки литейного сплава al -mg -si -mn с добавками титана и циркония (по 0,1 вес.%)
title_fullStr	Особенности плавления и термической обработки литейного сплава al -mg -si -mn с добавками титана и циркония (по 0,1 вес.%)
title_full_unstemmed	Особенности плавления и термической обработки литейного сплава al -mg -si -mn с добавками титана и циркония (по 0,1 вес.%)
title_sort	особенности плавления и термической обработки литейного сплава al -mg -si -mn с добавками титана и циркония (по 0,1 вес.%)
publisher	Фізико-технологічний інститут металів та сплавів НАН України
publishDate	2014
topic_facet	Кристаллизация и структурообразование сплавов
url	http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/159816
citation_txt	Особенности плавления и термической обработки литейного сплава al -mg -si -mn с добавками титана и циркония (по 0,1 вес.%) / В.В. Бойко, А.И. Трудоношин, K.В. Mихаленков // Процессы литья. — 2014. — № 3. — С. 27-38. — Бібліогр.: 10 назв. — рос.
series	Процессы литья
work_keys_str_mv	AT bojkovv osobennostiplavleniâitermičeskojobrabotkilitejnogosplavaalmgsimnsdobavkamititanaicirkoniâpo01ves AT trudonošinai osobennostiplavleniâitermičeskojobrabotkilitejnogosplavaalmgsimnsdobavkamititanaicirkoniâpo01ves AT mihalenkovkv osobennostiplavleniâitermičeskojobrabotkilitejnogosplavaalmgsimnsdobavkamititanaicirkoniâpo01ves
first_indexed	2025-07-14T12:23:20Z
last_indexed	2025-07-14T12:23:20Z
_version_	1837625037514866688
fulltext	ISSN 0235-5884. Процессы литья. 2014. № 3 (105) 27 Кристаллизация и структурообразование сплавов 2. Фесенко М. А., Фесенко А. Н., Косячков В. А. Внутриформенное модифицирование для получения чугунных отливок с дифференцированными структурой и свойствами // Литейн. пр-во. – 2010. – № 1. – С. 7-13. 3. Millis K. D. Spheroidal graphite Cast-iron – its development and Future // The British Foundry- man. – 1972. – № 1. – Р. 6-10. Поступила 20.03.2014 уДК 669.715’721’782’74:536.6 в. в. бойко, а. и. трудоношин, K. в. Mихаленков Технический университет Берлина, Германия Национальный технический университет Украины «КПИ», Киев особенности плавления и терМиЧесКоЙ обработКи литеЙноГо сплава Al-Mg-Si-Mn с ДобавКаМи титана и цирКония (по 0,1 вес.%)* Представлена литая структура и структура после гомогенизации отливок из сплава AlMg5Si2Mn+(Zr+Ti), полученных литьем в кокиль. Образцы исследованы методами диф- ференциальной сканирующей калориметрии (ДСК), световой и электронной микроскопии. Механические свойства определены измерениями твердости и микротвердости. ДСК изме- рениями показано, что температура плавления эвтектики в сплаве AlMg5Si2Mn+(Zr+Ti) равна 593±2,5 0C, что выше, чем у сплава АК7. Исследованиями микроструктуры подтверждено, что гомогенизация приводит к изменению морфологии эвтектических ламелей Mg 2 Si в сферы. Измерениями макро- и микротвердости показано, что твердость постепенно увеличивается в процессе искусственного старения. Ключевые слова: Al-Mg-Si литейные сплавы, калориметрия, эвтектика, термическая об- работка. Представлено литу структуру та структуру після гомогенізації виливків зі сплаву AlMg5Si2Mn+(Zr+Ti), які отримані литтям в кокіль. Зразки досліджено методами диферен- ційно скануючої калориметрії (ДСК), світлової та електронної мікроскопії та визначенням мікротвердості. ДСК дослідженнями показано, що температура плавлення евтектики в сплаві AlMg5Si2Mn+(Zr+Ti) становить 593±2,5 0C, що вище ніж у комерційного сплаву АК7. Дослі- дженнями мікроструктури підтведжено, що гомогенізація призводить до зміни морфології евтектичних ламелей Mg 2 Si в сфери. Вимірюванням макро- і мікротвердості показано, що твердість поступово збільшується при штучному старінні. Ключові слова: Al-Mg-Si ливарні сплави, калориметрія, евтектика, термічна обробка. *В. Бойко и А. Трудоношин выражают благодарность Техническому Университету Берлина и Чешскому Техническому Университету в Праге за предоставление материальной базы для проведения исследований. В. Бойко с благодарностью отмечает Немецкую службу академических обменов (dAAd) за финансовую поддержку. А. Трудоношин благодарит Международный Вышеградский Фонд за предоставление стипендии Visegrad/V4EaP для проведения исследований 28 ISSN 0235-5884. Процессы литья. 2014. № 3 (105) Кристаллизация и структурообразование сплавов The as-cast and heat treated structure of permanent mould of the AlMg5Si2Mn alloy has been investigated by differential scanning calorimetry (DSC), microhardness measurements, light and transmission electron microscopies. DSC measurements show that the eutectic melting temperature was about 593±2,5 0C and it is higher than that of commercial A356 casting alloy. Results of solution treatment showed that eutectic lamellas changing their morphology to spheres. The macro- and microhardness tests show that hardness continuously growth during artificial aging. Keywords: cast Al-Mg-Si casting aluminum alloys, DSC, eutectic, heat treatment. введение Главной движущей силой увеличения выпуска алюминиевых сплавов сейчас является растущее их потребление в транспортном секторе, особенно в ав- томобильной промышленности. Именно поэтому потребность в легких кузовных конструкциях, облегченных деталях подвески и двигателя определяет прогресс в развитии новых технологий литья и разработке новых сплавов, адаптированных к таким процессам, как литье под низким и высоким давлением, тиксо- и реолитье. При этом основным направлением в поиске новых сплавов является универсаль- ность их состава и возможность получения высоких эксплуатационных свойств в условиях использования разных технологий литья, а также непосредственно в ли- том состоянии или после термической обработки. Коррозионная стойкость, высокие литейные свойства и механические харак- теристики литейных сплавов системы Al-Si с добавками магния, меди и марганца позволяют использовать их при получении различных деталей для изготовления кузова, подвески, двигателя и внутренней отделки автомобиля [1]. Уникальность литейных силуминов состоит в том, что отливки из них могут быть получены прак- тически всеми известными литейными технологиями. Одним наиболее существенным достижением в области разработки новых сплавов является создание серии литейных сплавов, содержащих в себе принципиально новое сочетание элементов. Вместо классической компози- ции Al-7 % Si-0,3 % Mg (АК7, А356) в новых сплавах фазовые равновесия смещены в область, обогащенную магнием (система Al-Mg-Si). В этой связи следует отметить, что среди всех выпускаемых алюминиевых полуфабрикатов сплавы на основе системы Al-Mg-Si являются наиболее распространенными (сплавы серии 6XXX типа 6061, АД31, АД35). В это же время 6-я группа в принятой Международной классификации литейных сплавов до недавнего времени оставалась не задействованной. Первые исследования литейных сплавов системы Al-Mg-Si появились еще в 30-х годах прошлого века, когда немецкие ученые провели исследования по раз- работке нового поршневого сплава с плотностью на уровне 2,5 г/см3 и имеющего хорошую теплопроводность и жесткость. Разработанный сплав получил название Mg51 и содержал 5,0-7,0 вес.% Mg и 1,0-1,5 вес.% Si [2]. В литературе не выявили информацию о практическом применении поршней, изготовленных из указанного сплава. Однако есть информация, что этот сплав использовали для литья головок блоков цилиндров дизелей с воздушным охлаждением. Следующий пик интереса к сплавам системы Al-Mg-Si приходится на 80-90-е годы прошлого столетия. В этот период исследователи из СССР разработали литейные сплавы АЛ13, АЛ22 и АЛ29 [3], а в Европе публикуются работы, связанные с изучением промышленного сплава марки Hydronalium 511 (сокращенно Hy511) [2], который содержал 5,0-6,0 вес.% Mg и 1,0-1,5 %мас. Si и использовался для литья головок блоков цилиндров дизельных моторов с воздушным охлаждением, а также обладал высокой коррозионной стой- костью и хорошими механическими свойствами при повышенных температурах. Ренессанс литейных сплавов системы Al-Mg-Si начался в 1996 г., когда на рынке был представлен литейный сплав с номинальным составом AlMg5Si2Mn [4]. При литье под высоким давлением временное сопротивление этого сплава достигает ISSN 0235-5884. Процессы литья. 2014. № 3 (105) 29 Кристаллизация и структурообразование сплавов 350 МПа, а относительное удлинение – до 18 %. При этом такой уровень свойств можно получить уже в литом состоянии, в то время как максимальные механические свойства АК7 (А356) достигаются только после термообработки. Одним из главных достоинств сплавов Al-Mg-Si является высокая температура плавления эвтектики. По литературным данным температура эвтектики (Тэ) равна 595 0С [5], что выше, чем у сплавов системы Al-Si Тэ – 575 0С. Другим преимуще- ством системы Al-Mg-Si является низкое содержание кремния в твердом растворе, которое дает возможность дополнительно легировать матрицы сплава Sc, Cr, Li, Ti, Zr, Cr, Hf, а также их комбинации, которые не могут быть добавлены в сплавы с вы- соким содержанием кремния из-за возможности образования хрупких силицидов. Одновременно с постоянным увеличением интереса к сплавам на основе системы Al-Mg-Si исследования структуры фазового состава и механических свойств осве- щены в литературе не в полной мере. Поэтому целью данной работы было опреде- ление влияние дополнительного легирования Ti + Zr на плавление и кристаллизацию сплава AlMg5Si2Mn, а также установление причин изменения механических свойств при термической обработке. Методика проведения эксперимента В качестве исходного материала выбрали сплав с номинальным составом AlMg5Si2Mn с добавкой 0,1 Ti и 0,1 мас.% Zr. Точный состав сплава, определенный методом рентгеноспектрального анализа, приведен в табл. 1 по сравнению с двумя промышленными сплавами, которые были включены в программу исследований для сравнения. Опытные плавки проводили в печи сопротивления в графитовом тигле емкостью 250 г. В качестве исходных материалов использовали алюминий высокой чистоты (99,997), лигатуры AlSi25, AlMn26, AlMg50, AlZr10, AlTi6. В перегретый до 720 0C алюминий добавляли поочередно предварительно подогре- тую до 350 0С кремниевую, марганцевую, титановую и циркониевую лигатуры. Магниевую лигатуру вводили последней, погружая навеску под зеркало расплава графитовым коло- кольчиком. После ввода лигатуры расплав продували аргоном в течение 10 мин. После продувки металл заливали в стальную прямоугольную форму комнатной температуры. Были получены слитки размером 160×25×17 мм и массой около 0,25 кг. Из центра слитков вырезали кубические образцы размером 10×10×10 мм для последующих механических испытаний и исследования структуры. Серия образцов была обработана по режиму Т6 [4], который включает гомо- генизацию при температуре 570 0C, закалку в воду при комнатной температуре и искусственное старение при температуре 175 0C (табл. 2). Температуру нагрева под закалку выбрали на основании результатов калориметрических исследований. Старение проводили сразу после закалки. Калориметрические исследования плавления и кристаллизации выполнены с использованием дифференциального сканирующего калориметра (ДСК) NETZSCH dSC 404, предварительно откалиброванного для алюминиевых сплавов с учетом таблица 1. Химический состав исследуемых сплавов Образцы Элементы, вес.% (Al – остальное) Mg Si Mn Ti Zr Fe Cu Zn T 4,7 1,89 0,52 0,105 0,055 0,02 0,003 0,002 промышленные литейные сплавы А356 0,32 6,97 0,02 - - 0,06 - - AlMg5Si2Mn 5,5 2,0 0,6 0,2 - 0,2 0,05 0,07 30 ISSN 0235-5884. Процессы литья. 2014. № 3 (105) Кристаллизация и структурообразование сплавов погрешности теплового эффекта. ДСК исследования проводили в керамических тиглях в окислительной атмосфере. Образцы массой около 20 мг нагревали до 710 0С со скоростью 10 К/мин и, соответственно, охлаждали для получения кривых нагрева и кристаллизации. Во время нагрева калориметр регистрирует разницу в потребляемой (или выделяемой) энергии в единицу времени между массами тигля с образцом и без него. Для исследований плавления или кристаллизации на кривой ДСК обычно отображается тепловой поток (∆Н, мВт/мг) как функция температуры. Пик, направленный в положительную область, указывает на экзотермическую реак- цию, то есть кристаллизацию. Соответственно, пик, направленный в отрицательную область, соответствует эндотермической реакции, то есть плавлению. Структуру исследовали с использованием светового микроскопа «Zeiss Axioskop» и просвечивающего электронного микроскопа (ПЭМ) PHILIPS CM-30 при ускоря- ющем напряжении 250 кВ. Химический состав фаз и распределение элементов определяли методом локального рентгеноспектрального анализа (ЛРСА) с помощью системы Noran System Six производства Thermo Scientific. Максимальную степень фокусировки зонда варьировали в пределах 4-8 нм. Твердость измеряли на тестовой машине Бринелля шариком диаметром 2,5 мм с нагрузкой 62,5 кг в течение 10 с. Микротвердость испытывали на полированных нетравленных шлифах на микротвердомере duramin-2 (Struers, Дания). Измерения микротвердости по Виккерсу HV проводили для зерен α-Al с использованием на- грузки 0,05 кгс в течение 10 с. Результаты Дифференциальная сканирующая калориметрия На рис. 1 и 2 представлены графики изменения теплового потока от температуры для сплава Т, полученные при различных скоростях нагрева, а также в сравнении с промышленными сплавами АК7 и AlMg5Si2Mn. В температурном интервале 20- 590 0С тепловые эффекты не наблюдались, поэтому этот диапазон температур на рисунках не показан. При достижении температуры около 590 0С на кривой нагрева появляется тепло- вой эффект, направленный в отрицательную область, что соответствует эндотерми- ческой реакции. Наблюдаемый эффект характеризуется следующими температу- рами: Тэвт _onset – температура плавления эвтектики; Tпик_1 – температура пика 1; Tпик_2 – температура пика 2; Toutset – температура окончания теплового эффекта (рис. 2). При малых скоростях нагрева (1 К мин-1) величина пиков очень мала и это не позволяет идентифицировать все тепловые эффекты как при нагреве, так и охлаж- дении образцов. Увеличение скорости нагрева до 20 К мин-1 приводит к тому, что температура Tэвт_outset остается неизменной, а абсолютная величина пика увеличи- вается. Температуры пиков Tпик_1 и Tпик_2 также смещаются в сторону более высоких температур (см. рис. 1). В работе [7] была экспериментально установлена взаимосвязь между скоростью нагрева и площадью пика. Изменение площади под пиком связано с тем, что любое таблица 2. вид и время термической обработки исследуемых образцов Образец Вид обработки T T1 T2 T3 T4 T5 T6 T7 T8 T9 T10 T11 T12 время обработки, мин Гомогенизация, 570 0C - 30 60 90 30 30 30 60 60 60 90 90 90 Искусственное старение, 175 0C - - - - 30 60 1800 30 60 1800 30 60 1800 ISSN 0235-5884. Процессы литья. 2014. № 3 (105) 31 Кристаллизация и структурообразование сплавов фазовое превращение с увеличением скорости нагрева имеет меньше времени для протекания. Авторами [9] установлено, что взаимосвязь между скоростью нагрева (охлаждения) и тепловым потоком описывается уравнением ( ) = - p dQ dT dt dtf T, t C , где f (T, t) – тепловой поток; dQ/td – плотность теплового потока; Ср – теплоемкость; dТ/dt – скорость нагрева (охлаждения). При скорости нагрева 10 К мин-1 на кривой ДСК четко различаются два эндо- термических эффекта (рис. 2). Первый эндотермический эффект соответствует плавлению эвтектики (Al)+(Mg 2 Si) (обозначен 1 на рис. 2), второй тепловой эффект, обозначенный 2, соответствует плавлению зерен α-Al. В табл. 3 представлены зна- чения температур начала плавления эвтектики (Tэвт_onset) для образцов Т-Т12, опре- деленные по результатам ДСК. Полученные данные имеют незначительный разброс и позволяют установить погрешность данного метода при исследовании плавления алюминиевых сплавов. Рассчитанная стандартная погрешность составляет 0,67. 530 540 550 560 570 580 590 600 620 620 630 640530 540 550 560 570 580 590 600 610 620 630 640 Teм п ератyра, °С -4 -3 -2 -1 0 1 2 3 Te п л о в o й п o тo к , м В т / м г Ex o 1 2 3 Те п ло во й п о то к, м В т/ м г Е xо → -2 -1 0 1 2 -3 -4 Температура, 0С Рис. 2. Кривые ДСК промышленных литейных алюминиевых сплавов, скорость нагрева/охлаждения 10 К/мин: – AlMg5Si2Mn (+0,1T i + 0,1 Zr); – A356; •••• – Magsimal 59 Рис. 1. Кривые ДСК для сплава AlMg5Si2Mn с добавкой 0,1 %Ti + +0,1 Zr) при разных скоростях нагрева и охлаждения: – 1 К/мин; - - – 5 К/мин; •••• – 10 К/мин; – 20 К/мин 3 -4 -3 -2 -1 0 1 2 -5 Те п ло во й п о то к, м В т/ м г Е xо → Температура, 0С 560 570 580 590 600 610 620 630 640 650 Teм п ератyра, °С -5 -4 -3 -2 -1 0 1 2 3 Te п л о в o й п o тo к , м В т / м г Ex o 560 570 580 590 600 610 620 630 640 650 32 ISSN 0235-5884. Процессы литья. 2014. № 3 (105) Кристаллизация и структурообразование сплавов Для промышленного сплава АК7 начало пика 1 наблюдается при температуре Tэвт_onset= = 567 0С, что соответствует температуре на- чала плавления эвтектики (Al) + (Si). Максимум теплового эффекта наблюдается при Tпик_1 = =590 0С. При Tпик_2 = 617 0С наблюдается мак- симум второго теплового эффекта, который связан с плавлением фазы α-Al. Результаты ДСК промышленного сплава AlMg5Si2Mn полностью совпадают с данными, полученными для образцов T, выплавленных в лабораторных условиях. Это свидетельствует о том, что введение 0,1 вес.% Ti + 0,1 вес.% Zr не оказывает влияния на характер плавления и кри- сталлизации литейных сплавов системы Al-Mg- Si-Mn. По данным [6] в сплавах Al-Mg титан при- сутствует в составе α-Al и образует соединение Al 3 Ti. В системе Al-Mg-Ti не удалось обнаружить информации о тройных соединениях. В этой же работе сообщается, что в сплаве с номиналь- ным составом Al + 1,0 вес.%Mg + 0,05 вес.% Zr может образовываться тройное соединение по перитектической реакции L+Al 3 Zr→AlMgZr+Al, но экспериментальные подтверждения этой реакции не приводятся и можно полагать, что в равновесии с твердым раствором существует только одна цирконийсодержащая фаза – Al 3 Zr. Отсутствие реакций, связанных с образованием тройных соединений с участием титана и цир- кония в сплавах Al-Mg-Si-Mn, подтверждается данными ДСК, так как никаких дополнительных тепловых эффектов на кривых выявлено не было. Промышленный сплав AlMg5Si2Mn содержит в своем составе 0,2 вес.% Ti. Это выше, чем содер- жание титана в перитектической точке двойной диаграммы состояния Al-Ti (0,15 вес.%). Однако в области температур, близких к температуре перитектической реакции, которая протекает при 665 0С [6], тепловой эффект не наблюдался, что предположительно связано с малым количе- ством фазы Al 3 Ti. На рис. 3 представлены ДСК-кривые сплава T в литом состоянии и после термообработки (табл. 3). Как видно, гомогенизация и искусствен- ное старение также не оказывают существенного влияния на характер плавления, поскольку кри- вые как в литом состоянии, так и после термооб- работки практически совпадают. Для объяснения полученных эффектов данные ДСК были сопоставлены с фазовой диаграммой системы Al-Mg 2 Si (рис. 4). Процесс плавления сопровождается эндотермическим эффектом 1, который четко видно на рис. 3. С пл ав ы T T 1 T 2 T 3 T 4 T 5 T 6 T 7 T 8 T 9 T 10 T 11 T 12 Те м пе ра ту ра , 0 С Т эв вт _o ns et 59 1, 3 59 2 59 1, 7 59 3, 0 59 1, 8 59 1, 9 59 1, 8 59 2, 2 59 5, 3 59 4, 4 59 6, 6 59 4, 4 59 2, 1 Т пи к_ 1 60 1, 0 60 1, 0 59 9, 0 60 2, 0 60 1, 0 60 2, 0 60 2, 0 60 2, 0 60 4, 0 60 1, 0 60 2, 0 60 3, 0 60 0, 0 Т пи к_ 2 61 9, 0 62 0, 0 62 3, 0 61 9, 0 61 9, 0 62 0, 0 61 8, 0 62 0, 0 62 0, 0 61 8, 0 61 8, 0 62 1, 0 62 7, 0 Т ou ts et 62 6, 4 62 8, 5 63 9, 6 62 6, 2 62 6, 0 62 8, 6 62 8, 1 62 8, 3 62 8, 1 62 5, 5 62 5, 7 62 6, 7 63 6, 9 та б л и ц а 3 . те м п е р а ту р ы т е п л о в ы х э ф ф е кт о в и с с л е д уе м ы х о б р а з ц о в ISSN 0235-5884. Процессы литья. 2014. № 3 (105) 33 Кристаллизация и структурообразование сплавов Начало теплового эффекта, независимо от вида термообработки, начинается при температуре Тэвт_onset = 593,5 ± 2,5 0С, температура при максимальном значении теплового потока составляет Тpeak_1 = 601,5 ± 2,5 0С. Максимум второго пика также колеблется в небольших пределах Тpeak_1 = 621 ± 3 0С. Таким образом, экспериментально подтверждено, что температура начала плавления сплавов системы Al-Mg-Si составляет 593,5 ± 2,5 0С, что на 26 0С выше температуры промышленного сплава АК7 (система Al-Si). На основании полученных данных можно утверждать, что рабочая температура деталей из сплава AlMg5Si2Mn может быть повышена минимум на 20 0С по сравнению с АК7. Исследование микроструктуры На рис. 5 представлены микроструктуры сплава Т в литом состоянии и после гомогенизации в течение 30, 60 и 90 мин. Фазовый состав сплава после литья включает зерна твердого раствора на основе алюминия и эвтектику (Al)+(Mg 2 Si), имеющую пластинчатую морфологию. В центрах эвтектики наблюдается фаза, име- ющая правильную кристаллическую огранку и являющаяся базовыми кристаллами Mg 2 Si. Средний размер Mg 2 Si находится в пределах 10-20 мкм. По расходящимся от кристалла ламелям эвтектики можно считать, что их рост начался непосредственно на поверхности базового кристалла Mg 2 Si. Те п ло во й п о то к, м В т/ м г Е xо → 0,0 -4,0 -3,0 -2,0 -1,0 570,0 580,0 600,0 615,0 630,0 640,0 Температура, 0С Рис. 3. Результаты ДСК для сплава AlMg5Si2Mn (+0,1 Ti + 0,1 Zr) 680 660 640 620 560 580 600 540 0 5 10 15 20 25 Mg 2 Si, вес.% Те м п е р ат ур а, 0 С Рис. 4. Диаграмма состояния системы Al-Mg 2 Si, область, богатая алюминием (линией указано положение исследу- емого сплава) 34 ISSN 0235-5884. Процессы литья. 2014. № 3 (105) Кристаллизация и структурообразование сплавов Фазовый состав сплава при нагреве под закалку остается таким же, как и в литом состоянии, однако изменяется морфология фаз (рис. 5, б-г). После 30 мин нагрева при 570 0С начинается дезинтеграция ламелей Mg 2 Si. Увеличение времени нагрева приводит к коагуляции сфер и увеличению их размера. Механические свойства Измерения твердости и микротвердости образцов в процессе гомогенизации по- казали уменьшение твердости сплава в течение первых 30 мин нагрева под закалку. В литом состоянии твердость сплава составляла 85 НВ. После 30 мин выдержки при 570 0С она снизилась до 65 НВ (рис. 6, б). Дальнейшая выдержка при температуре гомогенизации не привела к изменению твердости. Такая же тенденция наблюдалась при измерениях микротвердости рис. 6, а). В этом контексте необходимо отметить, что твердость по Бринеллю является интегральным показателем и представляет усредненное значение твердости α-Al и интерметаллидной фазы (Mg 2 Si). Соответственно, изменение НВ является ин- дикатором изменения свойств обеих фазовых составляющих – α-Al и эвтектики (Al)+(Mg 2 Si), присутствующих в сплаве. Микротвердость является локальным ме- тодом и отражает изменение химического состава или протекание фазовых пре- вращений непосредственно в твердом растворе. Сопоставление результатов исследований структуры с изменением твердости при нагреве под закалку показывает, что первым фактором, ответственным за сни- жение макротвердости сплава, является дезинтеграция ламелей Mg 2 Si и увеличение расстояния между их фрагментами (рис. 5). Определение химического состава α-Al методом ЛРСА показало уменьшение содержания магния при нагреве под закалку. В литом состоянии (образец Т) α-Al а б в г Рис. 5. Микроструктуры сплава AlMg5Si2Mn (+ 0,1 Ti + 0,1 Zr) в литом состоянии (а); после гомогенизации при Т = 570 0С в течение 30 мин (б); после гомогенизации при Т = 570 0С в течение 60 мин (в); после гомогенизации при Т = 570 °С в течение 90 мин (г) ISSN 0235-5884. Процессы литья. 2014. № 3 (105) 35 Кристаллизация и структурообразование сплавов содержит 2,3 вес.% Mg. После нагрева в течение 30 мин его содержание в α-Al снизилось до 1,6 вес.% (образец Т1). Увеличение длительности нагрева до 90 мин (образец Т2) и более приводит к постепенному увеличению содержания магния в α-Al до 1,8 вес.% (образец Т3). Такая же тенденция наблюдалась для титана и циркония. В литом состоянии α-Al содержит 0,21 Ti и 0,20 вес.% Zr. После 30-ми- нутной выдержки содержание обоих элементов снижается до 0,14 и 0,17 вес.%, соответственно. В образце, выдержанном 90 мин, содержание Ti составляет 0,29 и Zr – 0,25 вес.%. Содержания марганца в α-Al также изменяется в зависимости от времени на- грева. В литом состоянии α-Al содержит 0,47 вес.% Mn, что практически равно количеству введенной добавки и свидетельствует о том, что при введении в сплав 0,5-0,6 вес.% Mn количество образовавшихся первичных фаз, содержащих марга- нец, очень мало. М и кр о тв е р д о ст ь, H V 0 ,0 5 0 15 30 45 60 75 1700 1800 Время искусственного старения, мин 96 Bpeм я и cкуствен н oгo cтapeн и я, м и н 76 80 84 88 92 96 M и к рo т в e р д o ст ь , H V 0 , 05 T1 T4 T5 T6 T2 T7 T8 T9 T3 T10 T11 T12 92 88 84 80 76 a Врем я и скуcтвен н oгo cтapeн и я, м и н 60 70 80 90 100 M ак po т в е р д o c т ь , H B T1 T4 T5 T6 T2 T7 T8 T9 T3 T10 T11 T12 100 60 70 80 90 0 15 30 45 60 75 1700 1800 Время искусственного старения, мин М ак р о тв е р д о ст ь, Н В б Рис. 6. Графики зависимости микро- (а) и макротвердости (б) от време- ни гомогенизации (при 570 0C) и искусственного старения (при 175 0C); время гомогенизации; − 30 мин (кривые Т1-Т4-Т5-Т6); − 60 мин (кривые Т2-Т7-Т8-Т9); − 90 мин (кривые Т3-Т10-Т11-Т12) 36 ISSN 0235-5884. Процессы литья. 2014. № 3 (105) Кристаллизация и структурообразование сплавов При гомогенизации в течение 30 мин содержание марганца уменьшается до 0,35 вес.% и после выдержки 90 мин равно 0,25 вес.%. Такое изменение связано с тем, что уже на ранних стадиях гомогенизации в твердом растворе выделяются частицы, в состав которых входят марганец, кремний и железо. Морфология частиц представлена на рис. 6, б, после выдержки 90 мин в состав частиц входит, в вес.%: Mn – 25,4; Si – 2,2; Fe – 0,7; Mg – 1,2; Al – остальное. На основании результатов ЛРСА частицы можно идентифицировать как β-(Al 5 FeSi) фазу. Именно образование этой фазы приводит к снижению содержания марганца в твердом растворе и, надо полагать, оказывает влияние на твердость сплава. Соответственно, изменение содержания легирующих элементов в твердом растворе является вторым фактором, который приводит к снижению твердости и микротвердости сплава при гомогенизации. Одновременно с уменьшением содержания легирующих элементов была выяв- лена следующая причина уменьшения микротвердости при исследовании образцов сплава Т на ПЭМ в литом состоянии и после гомогенизации в течение 30 мин. На рис. 7, а представлена структура α-Al в литом состоянии, полученная в светлом поле. Видно, что она неоднородна и содержит частицы в форме тонких пластин, которые одним краем присоединены к темной линии, являющейся дислокацией. В работе [8] было показано, что такие частицы формируются в результате есте- ственного старения сплава непосредственно в литом состоянии, основным механиз- мом их образования является гетерогенное зарождение на дислокациях. Наиболее вероятно, что эти частицы являются выделениями β′′-Mg 9 Si 5 фазы. Однако точный ответ о составе частиц получить практически очень сложно, так как они являются тонкими пластинами, и спектр ЛРСА во всех случаях будет интегральным, то есть показывать не только состав самих частиц, но и α-матрицы, расположенной под ними. Авторы работы [8] также показали прямую взаимосвязь плотности дислокаций и количества образовавшихся частиц. Исследования образцов после гомогенизации показали, что частицы β″-Mg 9 Si 5 фазы в алюминиевой матрице отсутствуют (рис. 6, б). Это свидетельствует об их растворении. Таким образом, третьим фактором, ответственным за уменьшение твердости сплава при гомогенизации, является растворение частиц β". Полученные результаты одновременно подтверждают упрочняющую роль этих частиц в литом состоянии. При искусственном старении твердость и микротвердость сплава увеличиваются, как это видно из рис. 6. Максимальные значения достигаются уже после выдержки в течение 30 мин при температуре 175 0С. Увеличение времени искусственного старения не приводит к существенному повышению твердости, а после 90 мин как HB, так и HV 0,05 снижаются практически до уровня гомогенизированного состояния. а б Рис. 7. Структура α-Al в сплаве Т в литом состоянии (а) (стрелками указаны зародившиеся на дислокациях выделения) и после выдержки при 570 0С в течение 30 мин (стрелками обозначены частицы β-(Al 5 FeSi) фазы) (б) ISSN 0235-5884. Процессы литья. 2014. № 3 (105) 37 Кристаллизация и структурообразование сплавов Таким образом, оптимальным режимом термообработки сплава являются го- могенизация при 570 0С в течение 30 мин и искусственное старение при 175 0С в течение 30-60 мин. С точки зрения энергоэффективности такой режим является более экономичным по сравнению с традиционной обработкой сплава АК7 по ре- жиму Т6, при котором время гомогенизации доходит до 6-8 часов и искусственное старение составляет 5-8 ч. выводы • С использованием метода ДСК с высокой точностью были установлены темпе- ратуры плавления фазовых составляющих исследуемого сплава, a также оптималь- ная скорость нагрева и охлаждения для проведения ДСК исследований. Сравнение кривых ДСК для сплава AlMg5Si2Mn+(0,1Ti+0,1Zr) и промышленного сплава AlMg- 5Si2Mn показало, что дополнительное легирование Ti+Zr не оказывает влияния на процессы плавления и кристаллизации. Сопоставление полученных температур с равновесной диаграммой состояния Al-Mg-Si показало совпадение эксперимен- тальных результатов с теорией. Температуры плавлення эвтектики (Al) + (Mg 2 Si) для серии исследуемых образцов (в литом состоянии и после термообработки) составили Тonset = 593,5 ± 2,5 0С, что приблизительно на 25 0C выше, чем у литейных силуминов системы Al-Si-Mg. • Анализ микроструктуры показал, что в литом состоянии Al-Mg-Si-Mn сплав состоит из трех фаз: матрица α-Al, эвтектика (Al)+(Mg 2 Si) и первичные кристаллы Mg 2 Si. Зерна α-Al имеют дендритную морфологию, а эвтектика состоит из пластин Mg 2 Si, перемежающихся с α-Al. Зарождение эвтектических ламелей происходит на базовых кристаллах Mg 2 Si, расположенных в центрах эвтектических колоний. • Механические испытания показали, что при гомогенизации твердость сплава снижается, что связано с дезинтеграцией ламелей Mg 2 Si, уменьшением содержа- ния легирующих элементов в твердом растворе и растворением частиц β"-фазы. Искусственное старение приводит к повышению твердости сплава, оптимальные значения HB и микротвердости достигаются через 30-60 мин старения. 1. Eutectic Spheroidization in Al-7Mg-3Si Casting Alloys during Solution Treatment / V. Boyko, O. L. Prach, O. I. Trudonoshyn, K. V. Mykhalenkov // XVI Miedzynarodowa Konferencja Naukowo- techniczna Odlewnictwa Metali Niezalaznych “Nauka I Technologia”, Krakow, 2013. – P. 21-27. 2. Pirs J., Zalar A. Investigations of the distribution of Elements in Phases Present in g-AlMg 5 Si Cast Alloy with EdX/WdX Spectrometers and AES // Microchimica Acta. −1990. − Vol. 101, № 1-6. − P. 295 – 304. 3. Строганов Г. Б. Высокопрочные литейные алюминиевые сплавы. – М.: Металлургия, 1985. − 216 с. 4. Mielscher U., Sternau H., Koch H., Franke A. J. Magsimal-59 an AlMgMnSi-type Squeeze-casting Alloy desighned for Temper F // Light Metals 1996, Edided by Wayne HALE, TMS, 1966. − P. 933-937. 5. Optimierung der Wärmebenhandlung Einer AlMgSi-gusslegierung / T. Petkov, d. Künster, T. Pabel, K. Faerber, C. Kneiβl, P. Schumacher // druckguss. – 2012. – Vol. 6. – S. 268-274. 6. Mondolfo L. F. Aluminium Alloys: Structure and Properties // Butterworth & Co Publishers Ltd. – 1979. – № 12. – Р. 971. 7. Garn Р. D. Thermoanalytical Methods of Investigation // Academic Press. New York, 1965. – Р. 404-406. 8. Boyko V., Link T., Korzhova N., Mykhalenkov K. Microstructure Characterization of AlMg5Si2Mn Casting alloy Materials Science and Technology (MS&T) 2013, October 27-31, Montreal, Quebec, – Canada, 2013. – Р. 1331-1338. 38 ISSN 0235-5884. Процессы литья. 2014. № 3 (105) Кристаллизация и структурообразование сплавов 9. Thomas L. C. Use of Multiple Heating rate dSC and Modulated Temperature dSC to detect and Analyze Temperature-time dependent Transitions in Materials // American Laboratory. – 2001. – Vol. 33. – Р. 26-29. 10. Chakrabarti D. J., PengY.,Laughlin D. E. D. Precipitation in Al-Mg-Si Alloys with Cu Additions and the role of the Q’ and related Phases // Mater. Sci. Forum. – 2002. – P. 857-862. Поступила 24.03.2014 уДК 669.14:669.788.001.5 п. с. Харлашин, н. а. Маняк, в. Г. Гаврилова, М. а. Григорьева ГВУЗ «Приазовский государственный технический университет», Мариуполь *Донецкий национальный технический университет, Донецк анализ взаиМоДеЙствия атоМов МиКроприМесеЙ в γ-тверДоМ растворе Проведено аналитическое исследование процесса перераспределения микролегиру- ющих элементов в аустените. Рассмотрены вопросы, позволяющие оценить кинетику процесса с учетом энергии взаимодействия атомов различных примесей с границами зерен, а также энергии их взаимодействия между собой. Ключевые слова: микропримеси, зернограничная зона, поверхносто-активные эле- менты, адсорбционная модель. Проведено аналітичне дослідження процесу перерозподілу мікролегуючих елементів в аустеніті. Розглянуто питання, що дозволяють дати оцінку кінетики процесу з обліком енергії взаємодії атомів різних домішок з границями зерен, а також енергії їх взаємодії між собою. Ключові слова: мікродомішки, зерногранична зона, поверхнево-активні елементи, адсорбційна модель. In the paper the analytical study of the process of redistribution mikrolehuyuchyh elements in austenite. The questions that allow you to evaluate the kinetics of the process, taking into account the interaction energy of atoms of different impurities from grain boundaries, and the energy of their interaction with each other. Keywords: trace, grain zone, surface-active elements adsorption model. Основные факторы, определяющие конкурентоспособность продукции черной металлургии Украины на внутреннем и международном рынках, – расширение спроса на металл и повышение технического уровня, обеспечивающего качество металла. Уровень качества металлопродукции зависит от различных факто- ров, из которых наиболее существенными являются способ производства сталей и сплавов, а также регулирование их микросостава. Микропримеси, так или иначе попадающие в сплавы, оказывают как положитель- ное, так и отрицательное влияние на их свойства и условия эксплуатации изделий из

Особенности плавления и термической обработки литейного сплава al -mg -si -mn с добавками титана и циркония (по 0,1 вес.%)

Institution

Ähnliche Einträge