Соболев В.В., Шиман Л.Н. Высокоэнергетическая обработка материалов. Сборник научных трудов

Подождите немного. Документ загружается.

Высокоэнергетическая обработка материалов

121

Al-12%Si в рамках проведенных экспериментов наблюдалось в диапазоне от -

7,6% до +33%. Относительное удлинение после СГП увеличилось в 5-10 раз.

Столь заметное повышение пластичности литейного сплава после обработки в

режиме СГП представляет собой очередную аномалию.

2 Анализ изменения свойств алюминия и его сплавов

Сочетание нескольких, противоречащих друг другу, результатов, на-

блюдается при исследовании динамической обработки алюминия и его спла-

вов в режиме сверхглубокого проникания. К ним следует отнести снижение

сопротивления при внедрении порошковых составов, т.е. увеличением глуби-

ны зоны влияния, и одновременным уменьшением влияния (значений твердо-

сти) при взаимодействии вводимого и матричного материала

В соответствии с данными табл. 1 глубина влияния на твердость в тех-

ническом алюминии за счет фактора СГП достигает 100 мм. При этом твер-

дость алюминия увеличивается на 4,3-9,6%. При множественном ударе на глу-

бинах до 60 мм по сравнению с исходным материалом твердость увеличива-

ется на 12,2-22,5%.

В техническом алюминии на глубинах от 100 до 180

мм при СГП, а также

от 60 до 180 мм при множественном ударе наблюдаются процессы релаксации

(динамического отжига). Твердость алюминия по сравнению с твердостью ис-

ходного литого материала уменьшается от 0,5 до 7%. Изменение твердости при

обработке сплава Al-12%Si в режиме множественного удара не зависит от со-

става ударников, а глубина влияния этого вида динамической

обработки дости-

гает 100 мм. Обработка Al-12%Si сплава в режиме СГП обеспечивает глубину

влиянии, по крайней мере, до 180 мм. Соответственно глубины влияния в ре-

жимах множественного удара и сверхглубокого проникания при обработке

АК12, как минимум, в 1,6-1,8 раза больше, чем при воздействии на технический

алюминий. При переходе на сплав Al-12%Si обработка в режиме СГП влияние

на изменение твердости более заметно (среднее повышение твердости 20,4%),

чем при обработке технического алюминия в тех же условиях (среднее повы-

шение твердости 7,8%). Значения изменений твердости в сплаве по сравнению с

влиянием множественного удара наоборот снижается от 22 до 9,6%.

По данным табл. 2 при различных видах динамической обработки пла-

стичного алюминиевого сплава Al-15%Zn, как правило,

наблюдается упрочне-

ние обрабатываемого материала при одновременном повышении пластично-

сти и твердости. Прочность заметно увеличивается при обжатии газом и при

Высокоэнергетическая обработка материалов

122

ампульном обжатии в обычных условиях. Пластичность во всех случаях по-

вышается или сохраняется на исходном уровне. Твердость является структур-

но чувствительной характеристикой. Это можно наглядно видеть на примере

ампульного обжатия и СГП при разных температурах предварительного на-

грева. Нагрев Al-Zn сплава до 200-400

С и последующая ампульная обработка

приводит к заметному уменьшению твердости (4-16%), небольшому (3%)

снижению прочности при сохранении исходного уровня пластичности. При-

менение в качестве импульсной обработки процесса сверхглубокого проника-

ния наоборот приводит при предварительном подогреве к повышению проч-

ности (7%) , пластичности (16-33%) и твердости (4-7%). При этом необходимо

учитывать, что количество вводимой при обработке СГП энергии

не менее

чем в 10 раз меньше в сравнении с обжатием в ампулах.

Поэтому по изменению твердости в заготовке из алюминиевого сплава

можно опосредованно проследить структурные изменения. В рамках третьего

цикла исследований было экспериментально получено распределение твердо-

сти по длине образца из сплава АК12 (рис. 1).

0 102030405060708090100110120130140150

Длина образца, мм

Твёрдость,

НВ 5/250

Рис. 1. Зависимость твердости сплава АК12 от глубины введения им-

пульсной обработкой различных модификаций углеродных материалов в

смеси с частицами твердого материала: 0 – исходный литой образец; 1 – на-

ноуглеродный материал + SiC; 2 – графит + SiC; 3 – графит +Al

; 4 – сажа

+ SiC; 6 – SiC.

Высокоэнергетическая обработка материалов

123

На примере сплава АК12 наглядно показано влияние вводимого при СГП

вещества на такое структурно чувствительное свойство, как твердость (рис. 1).

Этот результата однозначно показывает не только неравномерность процесса

упрочнения по глубине образца, но и специфический характер взаимодействия

различных вводимых композиций с матричным материалом Al-12%Si.

В сплаве Al-12%Si наблюдается скачкообразное повышение пластично-

сти после

СГП обработки (табл. 4). За счет чего может произойти столь значи-

тельное изменение пластичности (2-5 раз)?

Известно, что в режиме сверхглубокого проникания за счет взаимодей-

ствия между материалом вводимого вещества и матричного алюминиевого

материала возникает армирующий каркас, а заготовка поликристаллического

материала преобразуется в композиционный материал [6]. Однако, в иссле-

дуемом сплаве Al-12%Si основной

причиной низкой пластичности являются

распределенные в алюминиевой матрице иглы кремния. Без изменения этих

структурных элементов

невозможно существенное изменение такой характе-

ристики, как пластичность. Очевидно, что любой вариант динамической об-

работки позволяет выполнить операцию дробления упрочняющих фаз в объ-

еме детали. Пример влияния динамической обработки на пластичность при-

веден в табл. 2. Однако какая-то особенность в повышении пластичности при

СГП при сравнении влияния различных операций динамического воздейст

вия на примере Al-15%Zn сплава не была выявлена. Поэтому были выполне-

ны дополнительные исследования изменений тонкой структуры в сплаве Al-

12%Si до и после обработки в режиме СГП. Изменения в упрочняющей фазе

(кремниевых иголках) показаны на рис. 2.

На рис. 2,б можно видеть дробленные кремниевые иглы. Плоскости

раскола игл располагаются друг относительно друга

на расстояниях 3-5 мкм.

Элементы иглы после раскола исходной иглы смещаются относительно друг

друга и поэтому плоскости разделения элементов можно наблюдать на фоне

шлифа. Исходные иглы имели длину 60-90 мкм, а после динамического на-

гружения в режиме ампульного обжатия средний размер игл 30 мкм. Однако

этого, по-видимому, недостаточно, чтобы увеличить пластичность в 5-10 раз

Элементы дробления игольчатой упрочняющей фазы дополнительно рас-

смотрим при больших увеличениях (рис. 3). При больших увеличениях уда-

лось зафиксировать, что расстояние между плоскостями дробления игл со-

Высокоэнергетическая обработка материалов

124

ставляет 100-200 нм. Однако из-за того, что после дробления элементы иглы

не сдвигаются друг относительно друга, то при увеличениях менее, чем

20 000 рассмотреть эти зоны скола не удается.

Рис. 2. Влияние динамического воздействия в режиме сверхглубокого

проникания на упрочняющие элементы структуры (кремниевые иглы) в сплаве

Al-12%Si: а – исходная структура упрочняющей фазы; б – дробление игл в по-

перечном сечении после динамического воздействия.

Рис. 3. Дробление упрочняющей кремниевой иглы под влиянием СГП

обработки, ×60000.

Заключение. При использовании некоторых методов динамической

обработки увеличивается количество факторов воздействия и соответственно

а б

Высокоэнергетическая обработка материалов

125

увеличивается число степеней свободы (вариантов) при формировании

структуры и свойств алюминия и его сплавов. В качестве основного много-

факторного динамического воздействия на алюминий и его сплавы использо-

вался метод воздействия в режиме сверхглубокого проникания. На основа-

нии комплекса проведенных исследований можно сделать следующие основ-

ные выводы:

Динамическая обработка деталей из алюминия и его сплавов позво-

ляет изменять механические свойства материала на глубинах в десятки мил-

лиметров, а при обработке в режиме сверхглубокого проникания на глубинах

в десятки и сотни миллиметров.

Уровень дефектности структуры и механических свойств после об-

работки в режиме СГП при прочих равных условиях зависит от состава мат-

ричного материала и от состава вводимой порошковой композиции и может

повышаться или понижаться на десятки и сотни процентов.

При введении порошковых композиций в литейные сплавы (Al-Si) в

режиме СГП в зоне динамического взаимодействия на глубины в сотни мил-

лиметров происходит повышение прочности и пластичности. Основной при-

чиной резкого повышения пластичности является реализация процесса дроб-

ления упрочняющих фаз (кремниевых иголок) вдоль их осей, причем в ре-

жиме сверхглубокого проникания в иглах

возникают множество поперечных

плоскостей скола на расстояниях 100 – 200 нм.

Поскольку СГП реализуется в алюминии и его сплавах на глубинах в

десятки миллиметров за доли секунды, то этот вид динамической обработки

может использоваться как основа технологии производства, например, уп-

рочненных деталей или цельнометаллических деталей с зонами с разным

уровнем механических свойств.

Литература

1. Материаловедение: учебник для вузов / Б.Н. Арзамасова, В.И. Мака-

рова, Г.Г.Мухин и др.; Под общ. ред. Б.Н. Арзамасова, Г.Г. Мухина. // 3-е

изд., стереотип. – М.: Изд. МГТУ им. Баумана, 2002. – 648 с.

Северденко В. П., Шепельский Н. В., Жилкин В. 3. Обработка давле-

нием гранул алюминиевых сплавов. – М.: Металлургия, 1980. – 216 с.

Оценка динамических параметров алюминия и его сплавов. / А.С. Ан-

Высокоэнергетическая обработка материалов

126

друшевич, Е.И.Марукович, С.М.Ушеренко и др. // Импульсная обработка ма-

териалов. – Д.: НГУ, 2005. – С. 3–9.

Zvorykin L.O., Usherenko S.M. On the influence on initial metal tempera-

tur on the formation of a mass transfer zone during high-rate deformation.// Met.

Phus. Adv. Tech. – 1997. – V. 16. – P. 805–812.

The physics of superdeep penetration phenomenon./ J. Owsik, K. Jach,

S. Usherenko, Y. Usherenko, O. Figovsky, V. Sobolev // Journal of Technical

Physics. – 2008. – V. 49, №1. – Р. 3–25.

Usherenko Yu. New structural elements arising in aluminum and its alloys

at super deep penetration of dope material // Journal Scientific Israel –

Technological Advantages. – 2008. – V.10, №1. – Р. 69–73.

УДК 621.1

SPECIALLY PREPARED SILUMINS

WITH THE MODIFIED STRUCTURE

E.I. Marukovich, V.Y. Stetsenko

Institute of Technology of Metals, National Academy of Sciences of Belarus, Minsk

e-mail: info@itm.by

Structurally-superfine silumins can be used as charge additives for realization of the process of

hereditary modifying. It allows to 2… 5 times crush microstructure of billets from silumins and

considerably reduces gas-shrinkage porosity in. Structurally-superfine silumins can be used as uni-

versal modifiers microstructure of billets from silumins, steels, cast irons, bronzes.

1. Introduction

The main mass of billets for machine building is made of steels, cast irons,

silumins and bronzes. Now the main way of increase of their technological and me-

chanical properties is modifying. The considerable quantity of various modifiers is

developed for this purpose. Absence of their universality considerably complicates

and raises the price of technological process of obtaining of castings, worsens their

quality and ecological conditions in casthouse.

For increase of action efficiency the universal modifier should have superfine

microstructure and meet following requirements:

−

to be rather fusible;

Высокоэнергетическая обработка материалов

127

−

not to form slags at modifying;

−

to have the maximal degree of recovery by melt;

−

to have degasify ability, especially on hydrogen;

−

to have high chemical affinity to oxygen, nitrogen, sulphur and hydrogen;

−

to be of low cost;

−

to have simple and high-efficiency way of obtaining.

The modifier on the base of silumin meets all these requirements. The tem-

perature of its fusion does not exceed 700 °С. Therefore, it is easily recovered by

melts of steels, cast iron and by alloys on the base of bronze and aluminium. Alu-

minium is well dissolved in liquid iron and copper what promotes the maximal re-

covery of the modifier without formation of slags. Its basic components are alumin-

ium and silicon, which serve as strong graphitizer. They allow to obtain casting from

cast iron without chill. The silumin modifier containing P, Ca, Mg, Ti, Sb, Р3М, is a

degasifier decontaminator having high chemical affinity to oxygen, nitrogen, sul-

phur and hydrogen. Silumin is a rather cheap and accessible material, having excel-

lent casting properties.

Obtaining of melt (reversion) with high structural dispersion is necessary for

realization of the process of hereditary modifying. The dispersion will define in many

respects duration of modifying effect at casting of billets, as with increase in disper-

sion of the centers of crystallization time of their dissolution decreases. It occurs ow-

ing to the fact that according to the equations of Tolmen and Rusanov, an interphase

superficial tension on the border melt-centre, crystallization decreases with reduction

of the size (radius) of the latter. The higher is dispersion of phase components of

charge materials, the effectively is hereditary modifying of alloy structure.

High-efficiency ways of obtaining of structurally-superfine silumin modifier

by the methods quenching solidification casting and casting in jet crystallizer with

the device of jet secondary cooling [1-4] are developed in the Institute of Technol-

ogy of Metals of NАS of Belarus. Material and power inputs of production of such

alloy are minimal. It is obtained from waste and secondary materials.

2. Experimental procedures

2.1 Quenching solidification casting

The essence of a new way of casting of billets consists in the following:

•

stationary 2 and mobile 3 crystallizers (Fig. 1а) are filled with melt by

means of pouring device;

Высокоэнергетическая обработка материалов

128

•

after achievement of the set level liquid metal is maintained for formation

of glass 4 with the thickness of 3÷10 mm (Fig. 1b);

•

extraction of glass 4 with melt 5 and their cooling in hardening bath 6 (Fig.

1c, d) occurs by means of mobile crystallizer 3.

In comparison with continuous methods of casting, the given scheme of ob-

taining of billets provides higher speed of solidification as the gas backlash between

casting and crystallizer is eliminated. It is reached by the fact that forming billet,

(except an initial crust) solidifies directly in hardening bath. Thus, productivity of

process of casting increases considerably, as it is defined by time of formation of the

glass having thickness of an initial crust. The method of obtaining of billets by

quenching solidification is easily automated, as it is cyclic. After extraction of glass

with melt it is removed into hardening bath, new mobile crystallizer is installed on

stationary crystallizer and casting cycle repeats.

Cylindrical billets with the diameter of 45 mm and height 20 mm from hyper-

eutectic silumin, containing 18% of silicon were obtained by the method of quench-

ing solidification casting. Dispersions of crystals of primary and eutectic silicon

were on the average 25 µm and 0.6 µm in these billets. Similar billets from eutectic

silumin were obtained by the method of quenching solidification casting. Dispersion

of crystals of eutectic silicon was on the average 0.4 µm in these billets. Thus, no

modifying fluxes and alloys were applied.

2.2 Casting in jet crystallizer with the device of jet secondary cooling

In crystallizer with jet system of cooling flooded streams of water strike per-

pendicularly about the cooling surface. It reduces thickness of thermal interface and

increases heat-transfer coefficient to a cooler. The jet system of cooling of a sleeve of

crystallizer in comparison with usual, where water stream moves along a cooling sur-

face, raises heat-transfer coefficient more than in 2 times [5]. Ingots were obtained by

the plant of continuous horizontal casting in jet crystallizer with the device of jet sec-

ondary cooling. The scheme of casting progress is presented on fig. 2. Liquid metal

from metallic reservoir 1 got to jet crystallizer 2. Definitive solidification of an ingot 5

occurred in the device of jet secondary cooling 3. Productivity of the process increases

on the average in 3,5 times in comparison with usual one at casting of silumin in jet

crystallizer. Application of the device of jet secondary cooling raises productivity of

the process of casting in six times. Thus, dispersions of primary and eutectic silicon in

billets with the diameter of 35 mm were on the average 30 µm and 3 µm.

Высокоэнергетическая обработка материалов

129

a b

c d

Fig. 1. The scheme of obtaining of castings by the method of quenching so-

lidification casting: 1 – pouring device; 2 – stationary crystallizer; 3 – movable crys-

tallizer; 4 – glass; 5 – melt; 6 – hardening bath; a – crystallizer filling; b – glass for-

mation; c – extraction of a glass with melt; d – quenching solidification

Высокоэнергетическая обработка материалов

130

Fig. 2. The scheme of continuous horizontal casting in jet crystallizer with the

device of jet secondary cooling: 1 – metallic reservoir, 2 – jet crystallizer, 3 – the

device of jet secondary cooling, 4 – withdrawal-roll facility, 5 – ingot

3. Experimental result and discussion

3.1 Hereditary modifying of microstructure of hypereutectic silumins

At casting of billets of pistons with the diameter of 54 mm from Al+18%Si

alloy, not less than 30% of castings with superfine microstructure were added in

charge. They were obtained by the method of quenching solidification casting.

Process of fusion and pouring of metal was carried out according to factory tech-

nology, but without application modifying fluxes and alloys. As a result, billets

with modified eutectic and the size of crystals of primary silicon 20…30 µm were

obtained as in the beginning, and in the end of casting. Survivability of the process

of hereditary modifying was 2,5 hours. The similar billets received by usual tech-

nology with use of modifying fluxes and alloys had non-uniform microstructure

with dispersion of crystals of primary silicon of 60…100 µm. Influence of heredi-

tary modifying of billets of pistons with the diameter of 54 mm from Al+18%Si

alloy at application structurally-superfine ingots obtained by the method of con-

tinuous horizontal casting with use of jet system of cooling was researched. Con-

tinuously cast billets in number of 30, 50 and 100% from fusion weight were put in