Обоснование выбора сплавов для

3.1 Обоснование выбора сплавов для

исследования

Сплавы системы Al – Si широко используются для производства поршней. Как правило, они классифицируются как:

1)   доэвтектические (содержание Si 6…9 %)

2)   эвтектические (10…12 %)

3)   заэвтектические сплавы (17…21 %)

Например: Mahle124, АК 12 D, Mahle 138,1379 и т.д.

Также используются поршни из сплавов системы Al – Cu – Mg – Fe – Ni (RR 58, АК 4-1 и т.д.). Эти сплавы обеспечивают повышенную жаропрочность при высоких температурах 200…250 ^o C, но по сравнению со сплавами системы Al – Si имеют более высокий коэффициент линейного расширения и более низкую износостойкость.

Для производства поршней используются различные технологические методы: литьё, штамповка, твёрдо – жидкая штамповка и т.д.

Существует ярко выраженная тенденция улучшения свойств, характеристик поршневых материалов путём использования гранулируемых сплавов (RSR/PM) и композиционных материалов с металлической матрицей (MMC).

Например, гранулируемый сплав RSR/PM 1379 (17…19 % Si) выпускается в российской промышленности.

Этот сплав имеет коэффициент линейного расширения ~ 17…18 ppm/^oC , плотность 2,70 г/см³, теплопроводность около 120…130 W/m^oC, очень высокую износостойкость и высокую размерную стабильность.

Уменьшение плотности алюминиевого сплава может способствовать его легированию элементами, имеющими меньшую по сравнению с алюминием плотность, например, Mg.

Магний хорошо растворим в твёрдом растворе и понижает теплопроводность и жаропрочность. Для сохранения положительного влияния Mg на плотность и удаления негативного влияния на теплопроводность, он должен находиться во всех фазах в виде соединений, например, Mg₂Si. Растворимость Mg₂Si в алюминии намного ниже, чем у Mg.

Разработка сплава с высоким содержанием Mg₂Si фазы является главной идеей дальнейшего исследования.

Соединение сплавов системы Al – Mg с Si способствует повышению жаропрочности серии алюминиевых сплавов, что достигается в результате плохого взаимодействия a - твердого раствора с Mg₂Si фазой. Это понижает интенсивность процесса диффузии. В то же время, Mg₂Si фаза уменьшает вязкость сплавов и, согласно литературным данным, содержание Si в Mg₂Si сплавах не должно превышать 1,5…2 %.

В 40-х годах немецкие учёные Майер и Росслер изучали Al – Mg – Si сплавы и пытались применить их для производства поршней для авиадвигателя. Задача заключалась в понижении плотности до 2,5 – 2,6 г/см³ и повышении жесткости и теплопроводности. Тем не менее, согласно результатам исследований, они не достигли такого уровня. Был разработан сплав: 5-7% Mg и 1,0 – 1,5 % Si. Этот сплав получил название Mg 51. Позднее был разработан сплав Magsimal 59 (~ 5% Mg, 2% Si) для производства автомобильных деталей путём литья и реокастинга. Промышленные сплавы типа AD 31 (по зарубежным стандартам серия 6000) содержат Mg и Si не более 1,5 %. В этом случае всё количество фазы Mg₂Si во время охлаждения оказывается в растворённом виде (пропитка раствором) и, после искусственного старения, выпавшие в осадок фазы укрепляли сплав. Соотношение Mg к Si в Mg₂Si составляет 1,73. Растворимость Mg₂Si при 520^о С около 2%.

3.2      Исследование гранулированных сплавов

 

Одним из главных эффектов высокоскоростной кристаллизации является уменьшенный размер всех структурных компонентов сплава, включая нерастворимые в матрице интерметаллиды (первичные кристаллы, эвтектики). Следовательно, существует возможность трансформировать избыточные кристаллы Mg₂Si в дисперсные фазы. Это должно упрочнить сплав.

Выбор сплавов для исследования был сделан согласно квази – бинарному сечению равновесной диаграммы Al – Mg – Si (рис.1). Для исследования были выбраны сплавы с фазовыми составами Al - Mg₂Si и Al - Mg₂Si - Si (таблица 1).

 

Таблица 3.1. Химические составы выбранных гранулируемых сплавов.

 

Сплав №	Mg		Si		Fe		Ni		Zr		Al	Mg2Si	Mg	Si	STM
1R	10-12	11,1	19-21	21,5	1,3-1,7	2,0	1,8-2,2	1,5	0,8-2,2	0,49	63,4	17,5	-	15	4
2R	8-8,5	9,1	4,8-5,2	4,65	1,3-1,7	1,9	1,8-2,2	2,1	0,7-0,9	0,8	81,45	12,7	1,05	-	4,8
3R	10-10,5	12,0	6-6,4	6,65	1,3-1,7	2,0	1,8-2,2	2,1	0,7-0,9	0,7	76,65	18,15	0,5	-	4,8
4R	15-15,5	17,3	8,8-9,2	9,3	1,3-1,7	1,9	1,8-2,2	1,8	0,7-0,9	0,62	69,1	26,1	1,2	-	4,3
5R	8-8,5	8,25	12-12,5	11,1	1,3-1,7	1,9	1,8-2,2	1,6	0,7-0,9	0,9	76,25	13	-	6,35	4,4
6R	4-4,5	5,35	18-19	19,5	1,3-1,7	1,97	1,8-2,2	1,6	0,7-0,9	0,6	70,95	8,45	-	16,4	4,5

 
Рис.1 Квази-бинарное сечение равновесной диаграммы Al – Mg – Si ·  - расположение исследуемых сплавов Сплавы Al – Mg₂Si – Si были выбраны в попытке улучшить свойства благодаря измельчению Mg₂Si и первичных кристаллов Si. Сплавы были созданы методом высокоскоростной кристаллизации расплава. Скорость охлаждения во время кристаллизации была 10³…10⁴ K/c. Гранулы были помещены в технологические контейнеры, подвергнуты вакуумной дегазации и компактированию. Затем уплотнённые гранулы подверглись прессованию в прутки. Предварительные результаты показали, что твёрдость всех сплавов достаточно высока в прессованном состоянии (Таблица 2).

Таблица 3.2. Твёрдость исследуемых сплавов до и после термообработки

Сплав №	После прессования	525оС, вода + 175оС в течение 12 ч
1R	95,5	-
1R (чешуйки)	178	-
2R	91	120
3R	83	150
4R	98,3	157
5R	89,7	152
6R	101	162

Высокая твёрдость при таком прессовании (без термообработки) очень важна, потому что она сохранилась неизменённой после 100 часов выдержки при температуре 350^оС. Микроструктурный анализ сплава 1R показал, что уровень охлаждения недостаточно высок для формирования псевдоэвтектической структуры. Первичные кристаллы Si достигали размеров около 3…5 мкм. Сплав 1R в целом имеет хороший комплекс свойств (таблица 3), но вязкость и теплопроводность сплава очень низки. Для улучшения свойств сплава 1R уровень охлаждения во время затвердевания был поднят до 10⁶…10⁷ К/с. Сплав был сделан в виде чешуек толщиной около 20 мкм, которые были получены путём кристаллизации на медном диске. Более быстрая кристаллизация упрочнила сплав.

Таблица 3.3. Прочностные характеристики сплава 1R в зависимости от способа получения.

Сплав		Температура исследования, оС
		20	250	300
1R (гранулы)	UTS, MPa	320	155	117
	YS, MPa	278	138	96
	d, %	0,5	1,0	2,0
	s 20		110
1R (чешуйки)	UTS, MPa	530	211	135
	YS, MPa	503	170	105
	d, %	0,5	1,5	2,5

В микроструктуре сплава первичных кристаллов не наблюдалось. При увеличении х1600 на сером фоне наблюдались отдельные кристаллы Mg₂Si звездообразной формы.

Наиболее важные физические свойства (твёрдость, сопротивление текучести, прочность при комнатной и высокой температуре) сплава 1R намного выше, чем сплав фирмы Mahle – мирового лидера в области изготовления поршней гоночных автомобилей (RR 58, Mahle 124 – в российской номенклатуре АК4-1 и АК 12 D соответственно).

Однако теплопроводность повысилась незначительно. Очевидно, для повышения теплопроводности требуется увеличить объём a-твёрдого раствора, что можно достичь путём снижения содержания легирующих элементов. Анализ остаточной твёрдости показал, что все сплавы систем Al – Mg₂Si и Al - Mg₂Si – Si обладают более высокой твёрдостью после воздействия высоких температур (300, 350^оС), чем АК4-1(таблица 4).

Таблица 3.4. Остаточная твёрдость исследуемых сплавов после 100 часов выдержки

при разных температурах.

Сплав №	Состояние		Температура, оС
	После прессования	После «старения»	150	200	250	300	350
1R (гранулы)	92,8…98,3	-	89,7…95.0	88,7…93,3	88,7…98,3	93,9…97,2	91,7;95,0
1R (чешуйки)	178	-	150;159;164	155;157;161	159;166;177	166;169; 171	150;159; 171
2R	91,7	120	121;123;129	102;110;123	86,8;89,7; 92,8	81,3;84,9; 88,7	81,3;84,9; 85,8
3R	83,0	150	136;138;142	97,2;98,3; 101	75,5;80,4; 81,3	73,2;78,7; 79,6	77,1;77,9; 80,4
4R	98,3	157	146;148;152	108;111;111	90,7;92,8; 93,9	90,7;91,7; 91,7	84,0;92,8; 93,9
5R	89,7	152	144;144;146	95,0;96,1; 98,3	80,4;85,8; 85,8	77,9;80,4; 80,4	77,9;79,6; 83,0
6R	101	162	146;150;152	115;117;117	95,0;98,3; 98,3	88,7;93,9; 95,0	91,7;92,8; 93,9

Исследование сплавов №№ 2R – 6R было проведено, главным образом, в условиях высоких температур: искусственное старение.

По этой причине все сплавы, кроме № 2R, обладают высокой твёрдостью – HB ~ 150…160 МПа (таблица 4). После нагрева да 150 и 200^оС твёрдость понизилась в результате распада твёрдого раствора.

Структура сплавов при высокой температуре очень стабильна – остаточная твёрдость после 250, 300 и 350^оС почти такая же, как в состоянии после прессования. Высокая жаропрочность сплавов подтвердилась результатами исследования «длительной прочности» (таблица 5).

Таблица 3.5. Длительная прочность сплавов, в течение 20 часов при температуре

250^оС

Сплав №	s 20 , МПа
1R (гранулы)	110
2R	110
3R	100
4R	105
5R	100
6R	110

Таблица 3.6. Прочностные свойства прутков, полученных путём прессования

 исследуемых гранулированных сплавов.

Сплав №		Комнатная температура	250оС	300оС	350оС
1R	UTS, MPa	320	155	135	-
	YS, MPa	278	138	105	-
	d, %	0,5	1,0	2,5
2R	UTS, MPa	358 324 2,6	185 176 17,2	130 122 20,8	77 75 28,4
	YS, MPa
	d, %
3R	UTS, MPa	378	185	119	-
	YS, MPa	359	173	115	-
	d, %	1,0	2,0	1,2	-
4R	UTS, MPa	383	195	132	-
	YS, MPa	372	189	129	-
	d, %	0,4	3,4	2,4	-
5R	UTS, MPa	345	215	133	80
	YS, MPa	326	203	110	70
	d, %	2,8	2,8	9,6	18,4
6R	UTS, MPa	393	241		83
	YS, MPa	342	218		72
	d, %	1,2	1,2		16,8

Таблица 3.7. Теплопроводность изучаемых гранулированных сплавов, W/mK

Температура, оС	1R чешуйки гранулы		2R	3R	4R	5R	6R
20	88,8	93	115	100	108	133	110
50	89,2	93	119	96,1	110	136	110
100	90,8	93	125	95,8	113	141	110
150	92,9	94	131	101	116	145	111
200	95,1	94	134	109	119	149	112
250	96,8	93	135	118	122	150	114
300	97,6	92	135	124	122	148	116
350	97,0	90	134	124	122	144	119
400	94,5	-	135	115	122	137	122

Таблица 3.8. Плотность и модуль Юнга исследуемых гранулированных сплавов

Сплав №	Плотность, г/см3	E, ГПа
1R (чешуйки)	2,60	-
2R	2,63	81
3R	2,62	81,5
4R	2,55	82
5R	2,62	86
6R	2,61	83

Микроструктура сплавов 2R, 3R и 4R состояла из звездообразных частиц Mg₂Si фазы, размером около 2…3 мкм, которые однородно распределены в твёрдом растворе. На микроструктуре сплава 6R вдобавок были видны частицы первичного Si. Результаты испытаний показали, что сплавы №№ 3R – 6R обладают низкой пластичностью при комнатной температуре. В итоге, лучшим комплексом свойств обладал сплав 2R. Все сплавы обладали высоким модулем Юнга, низким коэффициентом линейного расширения, но теплопроводность оказалась ниже, чем ожидалось, причину этого в ходе данного этапа исследования выявить не удалось. Наибольшую теплопроводность имеет сплав № 5R – 144…150 W/mK при температуре 250…350^оС .

Однако, сплав № 2R, содержащий больше алюминия, чем сплав № 5R, имеет теплопроводность ~ 135 W/mK при той же температуре. Очевидно, одной из причин этого является наличие в сплаве свободного магния. Соотношение Mg : Si в этом сплаве больше, чем 1,73. На кривой графика коэффициента линейного расширения для этого сплава где изменения зависят от температуры, наблюдается значительное отклонение (рис.2 пункта 3.3). Возможно, всякие примеси тоже оказывают негативное влияние на теплопроводность. Электропроводность сплава № 2R почти такая же, как у сплава Д16Т. Рекомендуется подробное исследование всех факторов.

Плотность сплавов достаточно низкая (2,55…2,63 г/см³), очевидно, что она может быть ещё более снижена с помощью оптимизирования содержания тяжелых металлов – Zr, Ni, Fe в сплаве (в сплавах №№ 1R – 6R содержание этих компонентов около 4…5 %).

Итак, в ходе проведённой исследовательской работы стало очевидно, что состав сплава № 2R может стать базой для дальнейшего исследования.