Реферат: Исследование применения сплавов системы Al-Mg-Si для производства поршней гоночных автомобилей

ОГЛАВЛЕНИЕ

 

1.   Введение

2.   Литературный обзор по теме диплома

2.1.    Сплавы системы Al – Si – Mg

2.2.    Сплавы системы Al – Mg – Si

2.3.    Жаропрочностьпоршневых литейных алюминиевых сплавов

2.3.1.Влияние легирующих элементов нажаропрочность поршневых сплавов

2.3.2.Жаропрочность высококремниевых легированныхсплавов

2.4. Кратковременные испытаниялитейных алюминиевых сплавов при  повышенных

температурах

2.4.1. Кратковременные испытания сплавов нарастяжение по обычной методике

2.5.    ДиаграммаAl — Mg — Si

2.6.    Быстрозакристаллизованныесплавы на основе алюминия и способы их получения

3.   Экспериментальнаячасть

        3.1  Обоснование выборасплавов для исследования

3.2.    Исследованиегранулированных сплавов

3.3.    Коэффициентлинейного расширения исследуемых сплавов

3.4.  Выводы

4.     Экономика

4.1. Технико — экономическое обоснование НИР

4.2.    Организация ипланирование НИР

4.3.    Индивидуальноепроизводственное задание на выполнение НИР

4.4.    Составление сметызатрат на дипломную НИР

5.     Промышленная экология и безопасность производства

        5.1. Общий анализ условий труда при проведении  исследований

         5.2. Разработка инженерныхмероприятий по защите от ОПФ и ВПФ

        5.3. Обеспечение пожарной безопасности при проведенииисследований

       5.4. Защита окружающей среды

6.     Заключение

7.     Литература

 

/>  1.  ВВЕДЕНИЕ

/>

Приоритетные свойства материалов для поршней двигателейвнутреннего сгорания и дизельных двигателей можно классифицировать следующимобразом: низкий коэффициент линейного расширения, высокая прочность ижаропрочность, износостойкость и, соответственно, высокая технологичность иэффективность при производстве.

Очевидно,что особые эксплуатационные условия для двигателя современной гоночной машиныпредопределяют иной список приоритетов для поршневых материалов./>

Цельюданной исследовательской работы является разработка поршневого материала,имеющего особый комплекс свойств: низкая плотность, высокая жаропрочность итермостабильность, высокая теплопроводность и т.д.

Основными материалами, используемыми в двигателях Формулы-1,являются алюминиевые магниевые, титановые и стальные сплавы, хотя в отдельныхслучаях могут применяться и другие, например, керамика и углеволокно.

Алюминий- наиболее распространенный материал благодаря его жесткости. Поэтому из негоделают главные элементы двигателя, например, головки цилиндров, блок цилиндров,поршни. Многие из этих компонентов производятся из специальных алюминиевыхсплавов, например Metal Matrix Composite (MMC), который только начал появлятьсяв Формуле-1. Дополнительным плюсом в использовании алюминия является еговысокая теплопроводность. В результате этого тепло, создаваемое внутридвигателя, быстро отводится наружу и эффективно рассеивается.

Магнийлегче алюминия, но его жесткость ниже, так что он используется в таких частяхкак оболочки кулачков. Шатуны сделаны из титана. Хотя эти материалы тяжелееалюминия, но гораздо жестче. Из стали (в состав которой входят различныеколичества никеля и хрома) делают коленчатый вал, поскольку на этот узелвоздействует огромная энергия, а значит, требуется высокий уровень прочности.Углеволокно (карбоновое волокно), широко применяемое при изготовлении шасси, впроизводстве двигателя почти не участвует. Но его все же можно увидеть напримерв качестве оболочки пружин. Низкий вес и изоляционные свойства керамикипредставляют широкий интерес для применения, однако недостаточная прочностьпока ограничивают ее использование в двигателях Формулы-1. Некоторыепроизводители применяют ее как покрытие впускных клапанов, чтобы предотвратитьтеплопередачу от выхлопных газов к головкам цилиндра. В некоторых командах изкерамики сделаны выхлопные трубы. Сама система выхлопа сделана из инконеля, специальногосплава никеля, цинка и хрома, который применяется в авиационных двигателях. Этоочень тонкий и легкий металл, но выдерживающий высокие температуры, порядка800-900 градусов. Он с легкостью выдерживает режимы быстрого нагрева иохлаждения, свойственные работе системы выхлопа болида Формулы-1.

Вфорсированных моторах применение кованых поршней если уж не обязательно, то вовсяком случае желательно. Но прежде чем говорить об их преимуществах, внесемясность в терминологию. Точное название процесса не ковка, а изотермическаяштамповка, поскольку заготовку поршня получают из прутка выдавливанием безплавления – единственным ходом пресса при постоянной температуре 495±5°С.

/>                           />

 

Фотографии поршней гоночных болидов Formula–1фирмы Mahle

Посравнению с литыми штампованные поршни легче и одновременно прочнее, их формаоптимальна для форсированных двигателей, склонность к прогоранию меньше. Вподтверждение обратимся к цифрам. Твердость кованых поршней 120–130 ед. поБриннелю против 80–90 ед. у обычных. Термоциклическая стойкость выше в 5–6 раз.Если литые до появления первых трещин выдерживают в среднем 400 испытательныхциклов «нагрев–охлаждение», то штампованные – 2500.

Вкачестве предмета исследования в данной работе были выбраны сплавы на основе Al – Mg – Si,полученные методом  высокоскоростной кристаллизации (распыление изперфорированного стакана) в виде гранул.

       2. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР ПО ТЕМЕ ДИПЛОМА

2.1 Сплавы системы Al— Si— Mg

Наиболее типичным сплавом силумин системы Al—Si—Mg, на­шедшим широкоеприменение, является сплав АЛ9 (6—8% Si, 0,25— 0,4% Mg, остальное Al). Сплав АЛ9 применяетсякак в закаленном (Т4), так и в частично состаренном состоянии (Т5).

Сплав АЛ9 разработан в середине тридцатых годов.В основном он предназначен для литья тонкостенных и сложных по конфигурациидеталей, несущих средние по величине нагрузки (детали карбюраторов, корпусапомп и различной аппаратуры).

К преимуществам сплава АЛ9 следует отнести:

а)  хорошие литейные свойства (высокаяжидкотекучесть, мини­мальная линейная  усадка), близкие  к свойствам сплаваАЛ2, что<sub/>позволяет получать тонкостенные отливки сложнойконфигурации;

б)  малую склонность к образованию горячихтрещин;

в)  сравнительно высокую прочность иудовлетворительную пла­стичность;

г)  по сравнению со сплавом АЛ4 менее сложнуютехнологию литья деталей: не требуется применение автоклава для кристаллизациипод давлением; модифицирование обычно производится тройным стандарт­ныммодификатором, что экономичнее.

К недостаткам сплава АЛ9 относятся:

а)  пониженная обрабатываемость резанием;

б)  хотя с увеличением содержания магнияпрочность сплава повы­шается и обрабатываемость резанием улучшается, нопластичность сплава при этом понижается;

в)   пониженная коррозионная стойкость к азотнойкислоте;

г)  пониженная  жаропрочность,   которую  можно  повысить, уве­личивая  содержание   кремния   и  магния,   а   также дополнительно легируя сплав  медью.

Основная упрочняющая фаза тройных сплавов — фаза Mg2Si, принадлежащая кдальтонидному типу с определенными химическим составом, свойствами и нормальнойвалентностью. Эта фаза имеет кубическую элементарную ячейку и не образуеттвердых растворов со своими компонентами, что характерно для ионных соединенийв отличие от фаз бертоллидного типа (например, фазы Al3Mg.:).

Методом рентгеноструктурного анализа иметаллографическими исследованиями процесса старения сплавов алюминия скремнием

и магнием установлено, что процесс распадатвердого раствора магния и кремния в алюминии осуществляется по следующейсхеме:

1.  Появляются  ЗГП  в  кристаллической  решеткетвердого  рас­твора, т. е. происходит перегруппировка в направлении сближенияатомов  кремния  и  магния  для  образования   метастабильной  фазы Mg2Si. Эти процессы идутмедленно при комнатной температуре и интенсивно при повышенной. Такаяперегруппировка атомов сопро­вождается сильным искажением кристаллическойрешетки, что яв­ляется причиной упрочнения сплавов типа силумин при комнатнойтемпературе и начального снижения жаропрочности при температу­рах старения(160—170 С и выше).

2.  Образуются одномерные и двумерные зародышиметастабиль­ной фазы Р' (Mg2Si), которая имеет гексагональную решетку. Счи­тается,что формирование фазы Mg.2Si — основная причинаупрочне­ния сплавов системы Al—Si—Mg, но с появлением стабильной фазы Mg,Si заметно снижаетсяжаропрочность тройных сплавов. Это осо­бенно проявляется при 170—180° С втечение 25-ч выдержки.

3.  Образуется стабильная фаза Mg.2Si в закаленных сплавахтипа силумин при 185—220° С в течение нескольких часов, а при 300о С— в течение 30 минстарения с резким снижением прочности сплава.

Применяя старение в интервале температур180—225°С с малым временем выдержки, можно обеспечить сплаву АЛ9 высокую проч­ностьи пониженную пластичность.

Жаропрочность этих сплавов можно значительноповысить двумя путями: упрочнить твердый раствор комплексным легированием играницы зерен устойчивыми фазами, кристаллизующимися в развет­вленной форме;свободный (элементарный) кремний связать в устой­чивые соединения (Al8Si8Mg3Fe, Al4Si2Fe, Al5SiFe и др.). При этом кремнийне следует связывать в такие соединения, в которых второй компонент имеетповышенный коэффициент диффузии. Таким при­мером может служить фаза Mg2Si, которая являетсяупрочняющей фазой; она содержится в структуре большинства сплавов типа силу­мин(АЛ4, АЛ9 и др.).

Фаза Ai2Si формируется через ряд фазовых превращений, сильноискажающих кристаллическую решетку матрицы, что обусловливает значительноеупрочнение сплавов при комнатной температуре. Это достигается применениемсоответствующей термической обработки (закалки и старения). В тройных сплавахси­стемы А1—Si—Mg были впервые обнаружены в алюминиевой матрице зоны,характеризующие стадии предвыделения. Авторы работ, поль­зуясь в своихисследованиях методом рентгеноструктурного анализа, в сплавах, состаренных прикомнатной температуре, не могли обна­ружить структуру зон, хотя механическиесвойства тронных сплавов повышались. Лишь только при температуре 150оСзоны скопления магния и кремния в матрице располагаются локально. С помощьювакансий (образовавшихся в процессе закалки) растворенные атомы вначалесобираются в цепочки без какого-либо порядка, затем атомы легирующих элементовпостепенно располагаются в определенном

Таблица    2.1

Изменение механических свойствсплава АЛ9 в зависимости от содержания кремния.и температуры испытаний(гагаринские образцы, вырезанные из кокильных заготовок)

Химический состав, %  (остальное А1) Тер­миче­ская обра­ботка Температура испытании,  °С /> 20 150 200 250 />

sb

кГ/мм2

d. %

sb

кГ/м.и-

d. %

sb

кг/мм-

d. %

sb

кГ/ мм2

d. % /> Si Mg Fe /> /> 6,5 0,30 0,25 Т5 26,7 2,3 24,2 3,0 20,1 4,3 15,8 6,7 /> 7,2 0,30 0,25 Т5 26,8 2,0 23,1 3,2 19,4 4,8 14,3 7,2 /> 8,5 0,30 0,25 Т5 26,2 2,1 22,8 3,4 18,5 5,7 13,7    8,5 /> 9,1 0,3 0,25 Т5 26,3 1,8 22,1 3,0 18,1 5,6 13,2 9,0 /> /> /> /> /> /> /> /> /> /> /> /> /> />

 

порядке и параметр (4,04 А) образующейся цепочкистановится таким же, как у элементарной ячейки матрицы.

При повышенных температурах ряды атомовлегирующих компо­нентов создают строение областей, несколько отличное отстроения матрицы. В этом случае фаза B” постепенно превращается в фазу B’. Атомная перестройкасопровождается большим искажением кристаллической решетки матрицы, что являетсяпричиной значительного повышения механи­ческих свойств сплавов типа силумин.Однако такое напряженное состояние кристаллической решетки способствуетпонижению жаро­прочности сплавов. Это особенно убедительно проявляется в измене­нииструктуры твердого раствора сплава типа АЛ9. И. Ф. Колобнев, Т. И. Решетник иВ. К. Мостипан, исследуя тройные сплавы типа силумин электронномикроскопическимметодом, показали, что при температуре старения 165о С процессраспада твердого раствора сплава типа АЛ9 (А1 + 8,9% Si + 0,46% Mg) протекает сравни­тельнобыстро.

В процессе старения при температуре 135° С втечение 15 ч образовались скопления ультра­дисперсных частиц элементарногокремния. Форма скоплений таких частиц кремния аналогична форме скоплений такихже частиц крем­ния, полученных в работе Н. Н. Буйнова при старении двой­ногосплава Al—Si. Кроме скоплений ультрадисперсных частиц крем­ния, в структуретвердого раствора имеются атомные скопления в виде круглых (белых) точек,очевидно ЗГП2, или, как во многих работах принято обозначать «фазу» B”. Такие продукты распадатвердого раствора, образующиеся в виде цепочек, в сплавах системы Al—Si—Mg характерны для начальнойстадии старения. Структура сплава АЛ9, состаренного при темпера­туре 150° С втечение 15 ч, подтверждает это.

При более высоких температурах старенияколичество и величина ультрадисперсных частиц элементарного кремния, а также ибелых точечных выделений сильно возрастают. Структура твердого растворасплава АЛ9 после старения 15 и 25 чпри температуре 165° Схарактеризуется большим скоплением частиц, кремния и образованием частицметастабильной фазы B', а также и стабильной Mg2Si.

С повышением температуры распад твердого растворапротекает очень интенсивно и образуются скопле­ния частиц метастабильных фаз повышеннойплотности за более короткое время. При этом размер частиц метастабильных фаззначи­тельно увеличивается с удлинением продолжительности старения. Особенноинтенсивно твердый раствор распадается при температуре 175оС свыдержкой 10 ч. Частицы силицида магния (в виде белых тонких полос)расположены ориентированно. Распад твердого раствора в процессе старения притемпературе 200°С практически заканчивается в течение 10 ч. По­этому ипрочность сплава АЛ9 при температуре 200° С низка.

Данные табл. 1 и 2 позволяют сделать два вывода:для длитель­ной работы при высоких температурах сплав типа АЛ9 рекомендовать неследует; с увеличением содержания кремния в сплаве (модифициро­ванноесостояние) прочность этих сплавов с повышением темпера­туры понижается. Дальнейшееповышение времени выдержки при температуре 300° С обусловливает рост частицпродуктов рас­пада твердого раствора.

Все указанные выше процессы протекали внеравновесных усло­виях.

Таблица    2.2

Изменение   длительной  прочности   сплава АЛ9 в зависимости от температурь:. и приложенногонапряжения  (образцы диам.  10 мм,  отлитые в песчаные формы)

Температура

испытания ,  оС

Длительность испытания до разрушения, ч

s = 9 кг/мм2

s = 6 кг/мм2

s = 3 кг/мм2

s = 1,5 кг/мм2

175 60 96 287 569 200 40 84 193 378 250 23 47 128 235 300 Разрушились при нагружении 56 100 /> /> /> /> /> />

Таблица2.3.

Влияние легирующих элементовна жаропрочность сплава типа АЛ9, термически обработанного по режиму Т5

Химический состав,   %(остальное А1)

Меха-

нические свойства при 20° С

Механические свойства при З00 оС

Si Mg Mn Сu Fe

sb

кГ/мм2

d%

sзоо

кГ/мм2

Время, ч d* % 6 0,3 0,2 22 6,0 3 50 12,5 7 0,3 — — 0,2 24 6,0 3 60 12 8 0,3 __ — 0,2 26 5,0 3 65 И 9 0,3 0,2 28 5,0 3 75 70,5 6 0,5 — — 0,2 27 4,0 3 65 11 7 0.5 — — 0,2 28 4,0 3 70 11 8 0,5 — — 0,2 29 3,5 3 85 10 9 0,5 — — 0,2 31 3,5 3 85 9 7 0,5 0,5 - 0,2 28 3,5 3 80 8 8 0,5 0,5 — 0,2 29 3,0 о 95 8 9 0,5 0,5 — 0,2 29 3,0 3 110 7 9 0,5 0,5 __ 0,2 32 2,5 3 155 6 9 0,5 0,5 — 0,2 33 2,0 4 140 5 9 0,5 0,5 0,2 34 2,0 4 230 5 9 0,5 0,5 0,5 0,2 34 1,5 4,5 190 4 1,0 1,5 2,0

  Сплавы   испытывали   в   немодифицнрованном  состоянии,   поэтому   пластичность   их занижена.

При температуре 400° С растворимость Mg2Si примерно в два раза вышерастворимости кремния в твердом алюминии, тогда как в интер­вале температур закалкирастворимости их практически одинаковы. Однако эффект термическойобработки сплавов без магния и с магнием весьма различен. Это объясняется тем,что частицы фазы кремния формируются быстрее, чем частицы фазы Mg2Si, имеющей более сложныйсостав. Очевидно, при этом увеличи­вается межатомная связь по сравнению смежатомной связью двой­ных твердых растворов магния в алюминии и кремния валюминии.

Один и тот же упрочнитель, например Mg2Si, неодинаково влияет насвойства сплавов. Так, содержание магния в сплаве АЛ9 на 30°о больше, чем всплаве АЛ4, однако прочность последнего выше. Это можно объяснить более высокимсодержанием кремния. Избыточное количество кремния не влияет на растворимостьфазы Mg2Si, но бла­гоприятно сказывается на форме ее выделения при старении.Оче­видно, этим можно объяснить более высокую (на 25%) прочность сплава АЛ4 посравнению со сплавом АЛ9.

По химическому составу сплав ВАЛ5 отличается отсплава АЛ9 небольшими добавками бериллия и титана, незначительно влияю­щими наструктуру твердого раствора. Поэтому его жаро­прочность близка кжаропрочности сплава АЛ9. Сплав ВАЛ5 имеет -следующий фазовый состав: a, Si, Mg2Si, Al3Ti, Be3SiFe.

/>

              Диаграмма состояния системы Аl—Mg:

а — по Н. С. Курнакону п В. Н. Михеевой; б —по Мондольфо

Чем выше степень пересыщения твердого растворасплавов си­стемы Al—Mg, тем более они склонны к естественному старению, что приводит крезкому снижению пластичности сплавов и коррозии их под напряжением.

Чтобы избежать последствий естественногостарения, исследова­тели разных стран при создании новых сплавов ограничивалисодержание магния в них 10%. В целях повышения коррозионной стойкости поднапряжением в новые сплавы вводили небольшие добавки переходных элементов. Этоспособствует образо­ванию частиц соединений типа Al3Ti, Al12Mg2Cr2, Al10Mg2Mn, располагающихся пограницам зерен прерывисто. Частицы соедине­ний по отношению к зерну твердогораствора являются катодами, что препятствует развитию процессов коррозионногорастрески­вания под напряжением.

Следует заметить, что присутствие небольшогоколичества меди, железа и кремния в сплавах типа магналий также тормозитразвитие процессов межзеренного растрескивания. Но такие добавки (или примеси)понижают общую коррозионную стойкость этих сплавов.

2.2 Сплавы системы Al– Mg– Si

Введение кремния в сплавы типа магналийспособствует уменьше­нию чувствительности к образованию трещин, увеличениюжидкоте-кучести и плотности литья, а также повышению жаропрочности. По­следнееобъясняется сравнительно слабым взаимодействием а-твердого раствора сфазой Mg2Si, присутствие которой в структуре понижает интенсивностьдиффузионных процессов.

Фаза Mg2Si часто кристаллизуется в этих сплавах вразветвлен­ной (паукообразной) форме, способствующей снижению их механи­ческихсвойств при комнатной температуре. Вместе с тем фаза Mg2Si снижает пластичностьсплавов, поэтому содержание кремния в спла­вах типа магналий не должнопревышать 1,5 %.

Таблица   2.4

Влияние кремния нажискотекучесть сплавов типа магналий с содержанием железа 0,09—0,2%   притемпературе заливки 700" С  [164]

Химический состав, % (остальное А1)

Средняя длина прутка при 700° С, мм

Химический состав, % (остальное А1)

Средняя дл и н а прутка при 700о С, мм

/> /> /> /> М g Si Mg Si /> 4,8 0,15 168 11,0 0,15 260 /> 4,8 1,15 183 10,6 0,67 306 /> 4,8 1,62 216 11,2 1,21 375 /> 5,4 1,60 250 11,8 1,68 307 /> 5,4 2,18 140 13,0 0,15 321 /> 9,0 0,15 195 13,4 0,71 369 /> 8,8 0,73 288 13,0 1,25 393 /> 8,7 1,21 329 13,3 1,70 315 /> 9,0 1,73 276 />

Введение марганца в сплавы типа магналий повышаетих жаро­прочность и улучшает коррозионную стойкость.

В табл. 4 приведены данные по жидкотекучестисплавов типа магналий в зависимости от содержания кремния. Максимальная вели­чинажидкотекучести у всех сплавов с содержанием 9, 11 и 13% Mg наблюдается при 1,2% Si. Для сплавов с 5% Mg максимум жидкотеку­честисмещается к 1,6% Si. Повышение жидкотекучести в сплавах при содержании в них 1,2% Si можно объяснить увеличениемколи­чества тройной эвтектики: а + Mg2Si + Р (Al3Mg2), a последующее снижениежидкотекучести связано с увеличением количества первич­ных кристаллов фазы Mg2Si в расплаве.

В табл. 5 приведены механические свойства сплавовсистемы Al—Mg—Si в зависимости от содержания в них магния и кремния при разныхтемпературах, из которых видно, что сплав типа АЛ22 имеет преимущество переддругими сплавами.

В сороковых годах немецкие исследователи,особенно Мейер и Росслер, уделяли большое внимание изучению жаропрочности спла­вовтипа магналий с кремнием и пытались применить их для изготов­ления поршнейавиационных двигателей. При этом была поставлена цель уменьшить плотность до2,5—2,6 г/см3, повысить твердость и теплопроводность сплавов.Однако испытания показали, что этого достичь невозможно при использованиисплава типа магналий. Был предложен сплав алюминия с содержанием 5—7% Mg и 1,—1,5% Si, обладающий повышеннойжаропрочностью. Этому сплаву была при­своена марка Hg51.

В Советском Союзе такой сплав известен под маркойАЛ13. Недо­статок его — сравнительно низкая прочность при комнатной темпе­ратуре.

В настоящее время нашли промышленное применениетри сплава типа магналий с кремнием: АЛ13, АМгТЛ (АЛ29). Соединение Mg2Si образует двойнуюэвтектику с а-твердым раствором (8,25% Mg; 4,75% Si; остальное Al) с темпера­туройплавления 595° С. При малом содержании магния в сплаве эвтектика располагаетсяпо границам зерен твердого раствора (строе­ние ее грубеет с увеличениемсодержания магния в сплаве), такой характер расположения частиц фазы Mg2Si повышает жаропрочностьсплавов.

Растворимость фазы Mg2Si в твердом алюминии вомного раз меньше растворимости магния. Следовательно, все промыш­ленные тройныесплавы (АЛ 13, АЛ29, АЛ22) в закаленном состоя­нии имеют гетерогеннуюструктуру. Поэтому у них не может быть высоких механических свойств, присущихзакаленным двойным сплавам АЛ8, АЛ8М, АЛ27-1.

Один из путей повышения прочности сплава —увеличение ско­рости кристаллизации, которое может способствовать получениюплотной мелкозернистой структуры и более дисперсных частиц фаз Mg2Si. Al3Fe, Al3Ti. Поэтому при литьедеталей из этого сплава в песчаные формы особенно желательно применятьхолодильники или отливать детали в металлические формы.

Исследование механических свойств литыхтермически не обра­ботанных сплавов (табл. 6) показывает, что предел прочностипочти не зависит от содержания магния, а относительное удлинение по мереповышения содержания магния, особенно начиная с 9%, значительно снижается.

Т а б л и ц а   2.5

Механическиесвойства сплавов при повышенных температурах (образцы, отлитые в  песчаные формы)

Химический состав,% (остальное Аl) Температура испытания,  °С 20 250 З00 350 Mg Si

sb

кГ/мм2

d. %

sb

кГ/мм2

d. %

sb

кГ/мм2

d. %

sb

кГ/мм2

d. %

sb

кГ/мм2

d. % 5 0 2 15 6 12 8 23

10       11

18 17 23 5 1,2 13 4 11 10 18 8       10 16 16 22 9 0,2 16 3 12 12 2'? 9       13 16 6 19 25 9 1,2 16 2 13 10 14 10       12 15 б 18 23 10 0,2 20 0,8 12 11 25

7  

21

18 4 46 36 11 0,2 18 1 12 5 25

8       

9    

__ 5 44 55 11 1,2 16 2 14 3 11

10

 8

14 6 15 26 12 0,2 19 0,7 12 12 26

6  

23

20 3 48 38 13 0,2 15 0,5 12 2 27 7 - 5 50 78 13 1,3 16 1,5 14 4 8 12 15 7 21 28

Таблица   2.6

Механическиесвойства сплавов Al—Mg—Si в литом и закаленном состояниях (отдельно   отлитые  в песчаные  формы  образцы)

Химический состав, % (0.09—0,2) Fe, остальное А1) В литом состоянии После закалки /> /> /> Mg Si

sb

кГ/мм2

d. %

sb

кГ/мм2

d. % /> 4,80 0,15 18,0 4,0 20 4 /> 5,40 0,70 19,0 3,8 21 4,5 /> 8,70 1,20 19,0 1,0 22 4,5 /> 10,60 0,60 19,0 1,0 28 5 /> 11,00 0,15 17,0 0,5 34 12 /> 11,00 0,75 17,0 0,0 30 6 /> 11,00 1,25 20 1,0 22 2 /> 11,80 1,25 20 0,5 23 3 /> 13,40 0,70 18 0,0 25 5 /> 13,00 1,25 16 0,0 23 3 /> 13,30 1,70 17 0,0 22 15 /> />

Сплавы с содержанием более 9% Mg и 0,3% Si не рекомендуется при­менятьбез термической обработки.

В табл. 7 приведены сравнительные типичныемеханические и технологические свойства четырех сплавов. Коррозионная стойкостьсплава АЛ22 в сравнении с коррозионной стойкостью других сплавов следующая. При испытании сплавов втечение 30 дней в пресной воде потеря в массе сплава АЛ22 составила 2,5, асплава АЛ4 8,8 г/ж2.

При испытании в течение 45 дней методомраспыления 3%-ного. раствора NaCl потеря в массе сплава АЛ22 составила 4,9, сплаваАЛЗ 16,9, а сплава АЛ1 24,7 г/л;2. При испытании в течение 20 дней вособо жестких условиях (раствор 3% NaCl + 0,2% Н2О2) потеря, вмассе неанодированного сплава АЛ22 составила 1,5, а анодированного 0,1 г/л2.

Из приведенных в табл. 6 и 7 данных видно, чтодля получения высокой прочности сплава АЛ22 содержание магния при шихтовкедолжно быть на верхнем пределе (до 11%), а кремния — на нижнем пределе (небольше 0,8%). Результаты сравнения жаропрочности сплавов АЛ8, АЛ13 и АЛ22приведены в табл. 8. По жаропрочности сплавы распола­гаются в следующийвосходящий ряд: АЛ8 —> АЛ 13 —> АЛ22. Сплав АЛ8 по жаропрочности оченьсильно уступает сплавам АЛ13 и АЛ22 в связи с тем, что процессы распадатвердого раствора протекают в нем наиболее сильно.

                Таблица  2.7

Типичные свойства литейных  алюминиевых сплавов,   отлитых  под  давлениемПоказатели Ал13 (4, 5-5,5% Mg; 0,8—1,3% Si; 0,1—0,4% Mri, остальное Аl) Сплавы /> АЛ22 * (8-13,0% Mg; 0,8—1,25% Si; 0,03—0,05%  Be; 0,03—0,07% Ti; остальное Al) АЛ8 (9,5— ll,5%Mg) АЛЗ 4,5-5,5% Si; 1,5—3,0% Cu; 0,6-0,9%Mn; 0,35-0,6% Mg) /> /> /> /> />

Плотность, г/см3… Жидкотекучесть при 700° С, мм ...........

Линейная усадка, % • • • Склонность к образованию горячих трещин в процессе кристаллизации и последую­щего охлаждения (ширина кольца, при которой обра­зуются трещины), мм • • • Давление, при котором по­является течь или разруше­ние, am… Условия ведения плавки •

2,68 2,50 2,60 2,75 /> /> 322 470    490 418 470 /> 1,3

370-390

1,2

318

1,4    

370

1,2

/> /> /> /> /> /> 15 12 22,5 12 /> /> /> 118 130 />

118

Под

Без флюса

55

Под

100

Без флюса

/> флюсом флюсом />

Предел прочности, кГ/мм-Предел текучести, кГ/мм-Относительное удлинение, % Твердость НВ, кГ/мм2    •   • Модуль   упругости, кГ/мм2Сопротивление срезу, кГ/мм-Предел прочности,  кГ/мм", при кратковременных испы­таниях на растяжение после 100-ч стабилизации при тем­пературах, °С:

15—17 23—30 29—35 25—27 /> 9—11 14—17 15—19 13—15 /> 1,3 2—6 9—12 0,5—1,0 /> 55—60 75—90 75—95 75-90 /> 6700 7000 7000 7000 /> 14—16 20—22 23—25 — /> /> /> /> /> /> 250 10 — 11 15  — 16 11- 13 15 -17 /> 300   .......... 7—8 12—13 8—9 11 — 12 /> З50   .......... 5 -6 8— 10 5— 6 7—8 />

 Для сложного литья под давлением содержаниемагния может быть понижено до 8%.

Таблица  2.8

Длительная  прочность   сплавов   АЛЗ, АЛ 13 и АЛ22   при температуре   300о С

s

кГ/мм2

Длительность испытании,   ч АЛЗ А Л 13 ал22

5

4

3

9

   Разрушается при нагружении

 0,5—1

10—20

 60—80

0,5—3

15—30

85—120 250—300

0,5-2

10—20

 95—150 300—350

В структуре сплава ВАЛ1 еще явное преобладаниепродук­тов зонной стадии распада твердого раствора. При дальнейшем повышениитемпературы на 25 град значительно изменяется структура сплава АЛ 19.Увеличиваются участки зерен твердого раствора без продуктов его распада, тогдакак на других участках зерен твердого раствора наблюдается группировка продук­товраспада вокруг частиц стабильной фазы Т (А112Мп., Си). Фаза Ттакже коагулирует.

Изменение в структуре сплава А19 после З-ч выдержкипри тем­пературе 300° С приводит к дальнейшему развитию процессов рас­творениямелких выделений фазы 0' и коагуляции частиц фазы Т, но в зернахтвердого раствора еще частично хорошо видны скопления продуктов его распада.Увеличение длительности выдержки при 300оС до 10ч приводит кинтенсивному процессу коагуляции частиц фазы Т и образования частицстабильной фазы CuAl2. В структуре твердого раствора сплава ВАЛ1, несмотря на дли­тельное(10 ч) старение при температуре 275° С, наблюдаются до­вольно мелкие,равномерно расположенные в виде цепочек. При этом частицы фазы Т несколькокоагулируют.

Структура сплава ВАЛ1 после 10-ч выдержки притемпературе 300° С резко отличается от структуры сплава АЛ19. В твердомрастворе с высокой плотностью распределены точечные и мелкие пластинчатыепродукты распада. Заторможенность распада твердого рас­твора и присутствиетугоплавких фаз Al6Cu3Ni и А112Мп.2Си обеспе­чивают сплаву ВАЛ1высокую жаропрочность. С изменением тонкой структуры соответственно изменяютсяи механические свойства, поэтому жаропрочность сплава ВАЛ1 на 30% выше, чем уАЛ 19.

2.3 Жаропрочностьпоршневых литейных

 алюминиевых сплавов.

 

На поршни в различных двигателях действуютзнакопеременные нагрузки при постоянном их контакте с агрессивными жидкими игазовыми средами. При этом нагрузки бывают очень большие (10 000—18 000 т) итемпература пламени повышается до 800° С. Поэтому к сплавам для поршнейпредъявляются следующие требо­вания:

1.   Пониженная   плотность,   снижающая  нагрузку  на   шатун.

2.   Пониженный   коэффициент   термического  расширения,    так как   цилиндры   двигателей   стальные,    коэффициент  термического расширения которых в два раза меньше, чем у алюминия. При низкомкоэффициенте у алюминиевого поршня необходимо делать минималь­ный зазор междупоршнем и цилиндром, что будет способствовать повышению мощности двигателя,меньшему расходу смазывающего вещества   и   горючего,   а   также  увеличению   срока   эксплуатации цилиндров, поршневых колец и поршней. Такимобразом, коэффи­циент термического расширения — одна из важнейших характери­стикпоршня.

3.   Повышенная теплопроводность, обеспечивающаябыстрый отвод тепла от камеры сгорания двигателя.

4.   Повышенная твердость. Это определяетизносостойкость порш­ней.

5.   Высокая плотность (проникновение газа в порыи микротре­щины приводит к быстрому разрушению поршней).

6.  Стабильность   структуры   поршня.  Структурные   изменения могут привести к объемному изменению поршня (к явлениям«роста») к заклиниванию его и быстрому выходу из строя.

7.   Коррозионная стойкость в среде горячих агрессивныхгазов. Воздействуя на днище поршня, газы могут привести его к быстромуразрушению.

До   последнего  времени   поршни отечественных   автомобильных и тракторных двигателей в большинстве своемотливали из вторич­ного алюминиевого сплава АЛ10В. Несмотря на лучшую, чем удругих сплавов типа силумин, обрабатываемость резанием, сплав АЛ10В имеет  ряд   недостатков:   повышенный   коэффициент   термического; расширения,склонность к объемным изменениям в процессе эксплуатации и пониженнуюкоррозионную стойкость. Это приводит к образованию на поршнях «задиров» итрещин.

В других странах для литья поршней широкоприменяют сплавы

типаЛоу-Экс или АЛ25 с 10—14% Si, a также сплавы с высоким содержанием кремния (до 26%), имеющиебольшие преимущества перед сплавом АЛ 10В (высокая жидкотекучесть, пониженнаялинейная усадка, малая склонность к образова­нию горячих трещин), что позволяетполучать из них ажурные от­ливки с большой разностенностыо. Кроме того,высококремниевые сплавы более коррозионностойки, что позволяет увеличивать ре­сурсиспользования поршней и двигателя, работающих на различных видах топлива.

Чем выше содержание кремния в этих сплавах, темниже коэффи­циент термического расширения. С увеличением содержания кремнияпонижается пластичность сплавов и ухудшается их обрабатывае­мость резанием. Дляустранения этих недостатков необходимо раз­работать более совершенные методымодифицирования сплавов.

Высококремниевые алюминиевые сплавы наиболееперспективны для изготовления поршней, поэтому в настоящей главе уделяетсябольшое внимание подробному исследованию влияния легирующих элементов ипримесей на жаропрочность этих сплавов.

2.3.1. Влияние легирующих элементов на

жаропрочность поршневых сплавов

Поршневые сплавы отличаются довольно сложнымхимическим составом, потому что для повышения жаро­прочности их обычно легируютмедью, марганцем, никелем, хромом, кобальтом и другими элементами.

В литературе мало данных о влиянии основныхлегирующих элементов и примесей на жаропрочность сплавов типа силумин. Во всехслучаях сплавы приготовляли по единой методике как из чистых металлов илигатур, так и с добавкой 35—100% вторичных сплавов, чтобы выяснить сте­пень ихвлияния на жаропрочность исследуемых сплавов. Для выявления степени вредностицинка, олова и свинца в наиболее важные сплавы специально вводили металлическиецинк и олово, а свинец — в виде хлористого свинца. С целью измель­ченияпервичных кристаллов кремния высококремниевые сплавы типа АЛ26 модифицировалифосфором в виде фосфористой меди [8—10% Сu3Р], 1,5% которой вводилив алюминиево-кремниевую лигатуру.

Были определены механические свойства прирастяжении, горячая твердость при температурах 200, 250, 300 и 350оС и длитель­ная прочность при 300° С.

Механические свойства сплавов при комнатнойтемпературе опре­деляли на образцах диам. 12 мм, выточенных из кокильныхзагото­вок диам. 20 мм, и на отдельно отлитых вземлю образцахдиам. 10 мм с литейной коркой. Длительную прочность сплавов определялипо продолжительности испытания образцов до разрушения при опре­деленномнапряжении на таких образцах. Горячую твердость спла­вов определяли сиспользованием шарика диам. 10 мм при нагрузке 100 кГ ипродолжительности нагружения 30 мин. Образцы высотой 12 мм вырезалииз кокильной заготовки диам. 20 мм.

 

и подвергали 100-ч стабилизации при температурахиспытания. Кроме того, определяли так называемую остаточную твердость прикомнатной температуре после определения горячей твердости.

Литые образцы всех сплавов испытывали послестарения. Режим старения для сплавов типа АЛ25 и АЛ26: нагрев при 200° С в тече­ние12 ч с последующим охлаждением на воздухе; для высококрем­ниевых сплавов:нагрев при 230' С в течение 12 ч с последующим охлаждением на воздухе.Режимы старения были выбраны на осно­вании данных, полученных В. М. Бусаровымпри исследовании влияния различных режимов старения на твердость сплавов АЛ25 иАЛ26, а температура старения подобрана такая, которая обеспе­чивала получениенеобходимой твердости сплава ц снижала литейные напряжения.

В табл.  9  приведен  химический состав исследуемых сплавов.

Примеси олова и свинца в указанных пределахзаметно не влияют на механические свойства при комнатной температуре идлительную прочность при 300: сплавов типа ЖЛС (сплав 2) и АЛ10В.Следова­тельно, можно считать допустимыми примеси до 0,02% Sn и до 0,10% РЬ.

Изменение содержания кремния в пределах 10—14%существенно не влияет на свойства сплава.

Изменение содержания меди в пределах 0,5—4,5%мало отра­жается на прочности сплава при комнатной температуре, но повыше­ниесодержания меди способствует повышению длительной прочно­сти при 300 С. Этообъясняется тем, что медь при высоком содержа­нии участвует в повышениимежатомной связи твердого раствора, содержащего марганец, магний и другиеаналогичные элементы. Кроме того, при распаде твердого раствора сложного посоставу сплава образуются дисперсные частицы, которые участвуют в созданиямикрогетерогенности внутри зерен твердого раствора, что затрудняет ихдеформацию. Избыточная медь участвует в образовании никельсодержащей фазы,которая кри­сталлизуется в разветвленной форме, ее частицы, располагаясь погранице зерен твердого раствора, блокируют их и тем самым обеспе­чиваютзначительное повышение жаропрочности сплава. Содержание меди в сплаве следуетограничить 3,0%, так как при ее избытке в структуре сплава появится фаза CuAl, способствующаяохрупчиванию сплава, понижению коррозионной стойкости и повышению склонности кобъемным изменениям («росту» поршней).

Введение магния повышает прочность сплава прикомнатной температуре, но мало сказывается на жаропрочности. Оптимальныесвойства сплав имеет при содержании магния 0,75—1,3%.

Таблица   2.9

Химический состав поршневых сплавовСплав Содержание элементов,  % (остальное А1) Si Сu Mg Ni Мn Ti Fe Zn Sn Pb Сплавы   типа   ЖЛС

 

1 11,0 0,75 0,80 0,81 __ __ 0,71 0,20 __ __

 

9 KS 1275 11,0 0,80 0,90 0,82 — — 0,71 0,15 0,20 0,066

 

3 12,8 1,32 1,30 1,36 0,20 — 0,72 0,15 — —

 

4 iCGX 11,8 1,08 1,07 1,42 0,39 — 0,56 — — —

 

5 42436 12,4 1,30 0,97 1,48 0,28 0,15 0,50 — — —

 

6 5АЕ 328 12,0 1,50 0,80 — 0,56 — 0,56 — — —

 

Сплав   АЛ 10В

 

7 4,45 7,05 0,36 __ 0,48 __ 0,78 _ — —

 

8 4,80 6,95 0,31 — 0,33

—

0,80 — 0,026 0,1

 

Сплав   типа   АЛ25 (ЖЛС1)

 

9

11,0 1,50 0,80 0,80 0,30 0,05 0,70 0,15 0,02 __

 

10 13,0 3,0 1,30 1,30 0,70 0,20 0,70 0,15 0,02 —

 

11 11,8 1,01 1,00 0,88 0,6 0,19 0,56 0,23 0,03 0,05

 

12 11,8 2,10 1,00 0,88 0,6 0,19 0,56 0,23 0,03 0,05

 

13 11,8 2.6 1,00 0,88 0,6 0,19 0,56 0,23 0,03 0,05

 

14 11,8 3,05 1,00 0,88 0,6 0,19 0,56 0,23 0,03 0,05

 

15 11,8 3,55 1,00 0,88 0,6 0,19 0,56 0,23 0,03 0,05

 

16 11,6 2,52 1,01 0,82 0,35 0,19 0,55 0,23 0,021 0,048

 

17 11,6 2,52 1,01 0,82 0,6 0,19 0,55 0,23 0,021 0,048

 

18 11,6 2,52 1,01 0,82 0,85 0,19 0,55 0,23 0,021 0,048

 

19 12,0 2,42 1,07 0,89 0,55 0,18 0,80 0,23 0,04 0,026

 

20 12,0 2,42 1,07 0,89 0,55 0,18 1,2 0,23 0,04 0,026

 

21 11,82 2,47 1,00 0,88 0,54 0,18 0,56 0,5 0,03 0,05

 

22 11,82 2,47 1,00 0,88 0,54 0,18 0,56 0,8 0,03 0,05

 

/> /> /> /> /> /> /> /> /> /> /> /> /> /> /> /> /> /> /> /> /> /> />

Введение 0,5—2,0% никеля мало изменяетмеханические свойства сплава при комнатной температуре, но заметно повышает егожаро­прочность. Это объясняется тем, что никельсодержащая фаза спо­собствуетупрочнению границ зерен твердого раствора. В сплаве необходимо иметь 0,8—1,3%никеля.

Примесь олова (до 0,08%) заметно не отразилась наизменении механических свойств. Однако содержание его следует ограничить 0,02%,так как в массивных сечениях отливок возможно скопление легкоплавкой эвтектики(Al + Sn), резко снижающейжаропрочность сплава.

Введение свинца (до 0,15%) не сказалось насвойствах сплава, но содержание его следует ограничить 0,1% вследствиеповышенной склонности к ликвации, которая способствует снижению жаропроч­ностисплава.

Таким образом, содержание легирующих элементов ипримесей в сплаве АЛ25 (ЖЛС1) установлено следующее: 11,0—13,0% Si, 1,5—3,0% Си, 0,8—1,3% Mg, 0,8—1,3% Ni, 0,3—0,6% Mn, 0,05— 0,2% Ti, до 0,8% Fe, до 0,5% Zn, до 0,02% Sn, до 0,1% Pb, осталь­ное — алюминий.

2.3.2. Жаропрочность высококремниевых

 легированных сплавов

 

Для исследования были изготовленывысококремнневые сплавы типа KS280 с кобальтом (условная марка АК21), типа KS280 с хромом (условнаямарка АЛ26) и другие сплавы.

Испытанияпроводились на отдельно отлитых (в песчаные формы) образцах диам. 10 мм слитейной коркой. Сплавы АК21 и АЛ26 имеют практически одинаковые механическиесвойства при комнатной температуре и длительную прочность при 300оС.

Исследования показали, что комплексноелегирование медью, никелем и марганцем (или кобальтом) значительно повышаетжаро­прочность сплавов типа силумин (АЛ25 и АЛ26). По жаропрочности сплав АЛ25превосходит сплав АЛ10В, жаропрочность сплава АЛ26 еще выше. Повышеннаяжаропрочность сплава АЛ26 обеспечивается увеличением степени легированиятвердого раствора элементами с низким коэффициентом диффузии, а такжеупрочнением границ зерен твердого раствора частицами вторых фаз которые до 300оС мало взаимодействуют с а-твердым раствором. Кроме того, мелких частицкремния, склонных к коагу­ляции, в сплаве АЛ26 меньше. Сплавы АЛ25 и АЛ26отличаются меньшим (в два раза) содержанием меди по сравнению со сплавом АЛ10В,поэтому они имеют небольшие величины коэффициента термического расширения, объемного изме­нения во время работы поршней и более высокие жаропрочность и литейные свойства. Следовательно, можно давать меньший зазор междупоршнем из новых сплавов и цилин­дром. Этотфактор играет важную роль в снижениирасхода масла и горючего.

Были установлены верхниепределы при­месей олова и свинца, что позволяет при­готовлятьсплавы АЛ25 и АЛ26 с приме­нением большего количества вторичных ме­таллов.

К недостаткам сплава АЛ26следует от­нестигрубокристаллическую структуру (со­держание большого количества крупныхпервичных кристаллов кремния), что снижает относительное удлине­ние до 0,2%. Повысить эту величину можномодифицированием. Суще­ствующие внастоящее время способы модифицирования заэвтектических (особенно, содержащихболее 20% Si) силуминов весьма разнообразны.Модифицирование осуществляют фосфористой медью, красным фосфором,различными неорганическими соединениями фосфора, термитными смесямии т. д. За рубежом для модифицирова­ния заэвтектических силуминов применяютсложные препараты, содержащие фтортитанат и фторцирконат калия идругие вещества.

Однако имеющиеся в настоящеевремя модификаторы не позво­ляют получить нужные структуру и механические свойствазаэвтек­тических силуминов. Общий недостатоквсех известных модифика­торов — этото, что при измельчении кристаллов первичного крем­ния огрубляется структура эвтектики a – Al3Si, вследствие чего относительное удлинениедаже хорошо модифицированных сплавов, содержащих более 22% кремния,очень низкое (не превышает 0,5%). Сцелью устраненияэтого недостатка И. Ф. Колобневым и В. А. Ро-тенбергом длязаэвтектических силуминов предложены комбиниро­ванные модификаторы,содержащие фосфор и углерод (в виде фосфорорганнческих соединений).

Эксперименты по модифицированиюзаэвтектических силуминов трифениловым эфиром ортофосфорнойкислоты (трифенилфосфатом) (С10Н3О3) РО,хлорофосом С4Н8О4РС19 и другимифосфорорганическими соединениями показали, что введение фосфора иуглерода (в виде фосфорорганического соединения) в расплавпозволяет резко измельчить кристаллы первичного кремния иодновременно модифи­цировать эвтектику, тогда как существующие внастоящее время модификаторы измельчают первичный кремний, но приэтом способствуют огрублению эвтектики.

Исследованный сплав имел следующий химическийсостав: 21,75% Si; 2,93% Си; 2,04% Ni; 0,52% Мп; 0,38% Сг; 0,24% Ti; 0,68% Mg-0,1% Zr; 0,56% Fe.

Предел прочности при растяжении и относительноеудлинение заэвтектических силуминов, модифицированных фосфорорганическимисоединениями (в частности, хлорофосом и трифинилфосфатом), выше этих жехарактеристик сплавов, модифицированных другими способами, в среднемсоответственно на 10—15% и на 40—50%. Интересно отметить, что относительноеудлинение модифицирован­ных фосфорорганическими соединениями сплавов достигалона целом ряде образцов 2,0—2,5%.

Механизм модифицирования заэвтектическихсилуминов фосфор-органическими соединениями можно представить следующим обра­зом.Как было показано прямыми экспериментами по фильтрации расплавов, при введениив заэвтектические силумины фосфора обра­зуется фосфид алюминия, параметрыкристаллической решетки которого (структурный тип сфалерита ZnS) очень близки кпараметрам кристаллической решетки кремния (тот же структурный тип). Вследствиеэтого, согласно принципу структурного и размерного соответствия, мельчайшиечастицы фосфида алюминия служат за­родышами для кристаллов кремния. Вместе стем при введении угле­рода в расплаве, по-видимому, образуются частицы карбидакремния и карбидов других металлов (TiC, ZrC и др.), которые являются готовой кристаллическойподкладкой для кристаллизующегося из расплава первичного кремния. Такимобразом, измельчение кристал­лов первичного кремния связано с увеличением числацентров кри­сталлизации.

Проведенные эксперименты показали более высокуюэффектив­ность комбинированных фосфорорганических модификаторов по сравнению сдругими известными в настоящее время модификато­рами, в том числе зарубежнымипрепаратами «Alphosit», «Phoral» и др. Помимо наиболее важного достоинства фосфорорганическихмодификаторов — одновременное измельчение и кристаллов пер­вичного кремния иэвтектики, эти модификаторы имеют еще следу­ющие достоинства. Операциямодифицирования не связана с изменением состава сплава и не требует высокогоперегрева расплава.

              Введение  в   расплав  правильно подобранных  фосфорорганических соединений не сопровождается пироэффектами ивыбросами металла, часто происходит при модифицировании заэвтектическихсилуминов термитными смесями.

2.4. Кратковременные испытания литейных

 алюминиевых сплавов при

 повышенных температурах

 

Литые детали из алюминиевых сплавов широкоприменяются в конструкциях разового назначения, претерпевающих воздействиевысоких температур и напряжений. Для таких условий работы требуются не столькожаропрочные сплавы, сколько сплавы с высо­кой исходной прочностью, так каклитые детали можно кратковре­менно нагревать до высоких температур безсущественных измене­ний их свойств.

В литературе имеется много данных,характеризующих жаро­прочность литейных алюминиевых сплавов, однако о сплавах,пред­назначенных для деталей разовых назначений, сведений не имеется. Поэтому вэтой главе приводятся результаты кратковре­менных испытаний на разрыв (от 10 секдо 60 мин) при температурах 100, 200, 300, 400о С. Этиданные имеют исключительно важное значение для конструкторов и технологов,создающих изделия разового назначения.

 

2.4.1. Кратковременные испытания сплавов на

растяжение по обычной методике

 

Данные исследования механических свойств сплавовАЛ4, АЛ5, АЛ7, АЛ9, АЛ20 и АЛ24 в зависимости от условий испытания заим­ствованыиз работы О. Б. Лотаревой и Л. И. Локтионовой. Испыта­ния при повышенныхтемпературах разделялись на кратковременные и длительные и проводились наобразцах диам. 10 мм с литейной коркой. Перед испытанием сплавыподвергали термической обра­ботке по обычно применяемым в промышленностирежимам. Сплав АЛ24 испытывали в литом состоянии. Кратковременные испытанияпроводили при температурах 100, 150, 175, 200 и 250' С по обще­принятой методике,заключающейся в прогреве образца без нагрузки в течение 30 мин и впостепенном его нагружении до разрушения.

Полученные результаты  показали, что при тем­пературе100° С предел прочности сплавов АЛ5 и АЛ7 (Т5) практи­чески не изменился, а усплава АЛ7 (Т4) прочность снизилась. Некоторое повышение предела прочности приэтой температуре можно отметить у сплава АЛ24, очевидно, за счет склонностиэтого сплава к старению. Снижение предела прочности остальных сплавов началосьс температуры 100: С. Относительное удлинение всех сплавов до 200еС повышается незначительно, но при более высоких температурах оно резкоувеличивается. Результаты испытания сплава АЛ7 (Т5) показывают, что пределпрочности можно повысить за счет старения.

Ряд деталей, изготовляемых литьем под давлением,из сплавов АЛ22, АЛ20 и АЛ5 работает при повышенных температурах. Наквазибинарном разрезе Al—Mg3Sb2 имеется эвтектика, содержащая примерно 0,5% Mg3Sb2 (0,38% Sb и 0,12% Mg), с температуройплавления 658°С [3]. Максимальная растворимость в твердом состоянии составляетпорядка 14% Mg, растворимость сурьмы в алюминии пренебрежимо мала (менее 0,0 *%Sb). Высокотемпературнаяформа, по-видимому, кубическая.

Параметр решетки твердого раствора сплавов,богатых алюминием, зависит главным образом от содержания магния. Добавка сурьмыуменьшает поверхностное натяжение на границе раздела жидкость — газ сплавовсистемы Al—Mg; сурьма способствует улучшению коррозион­ной стойкости в морскойводе. Подробности приведены в ч. II.

2.5. Диаграмма Al— Mg— Si

Эта простая по строению диаграмма состояниятщательно изучена. Хо­роший обзор по системе А1—Mg—Si выполнен авторами работ.В рав­новесии с алюминиевым твердым раствором находится соединение Mg2Si. Оно лежит наквазибинарном разрезе Аl—Mg2Si, отвечающем отношению концентраций Mg: Si=l,73. В табл. 10 приведеныдвойные и тройные нонвариантные реакции в области, богатой алюминием.

Таблица 2.10

НОНВАРИАНТНЫЕ   РЕАКЦИИ   В   АЛЮМИНИЕВОМ   УГЛУ ДИАГРАММЫ   Al-Mg-Si

Точки реакций на диаграмме Реакция Содержание элементов, %

t, оC

жидкость А1 Мg Si Мg Si A Ж à AI+Si — 12,5 — 1,65 577 B

Ж à А1 + Мg5Аl8

34,0 — 17,4 — 450 C

Ж à AI +Mg2Si

8,15 7,75 1,17 0,68 595

D

Ж à Al + Mg2Si + Si

4,96 12,95 0,85 1,10 555

Е

Ж à А1 + Мg2Si+ Мg5Аl8

32,2 0,37 15,3 0,05 449

Химический состав фаз Si, Мg5Аl8и Mg2Si, участвующих в реакцияхпо-видимому, незначительно отличается от стехиометрического. Атомы магния икремния в алюминиевом твер­дом растворе стремятся к образованию «молекул» Mg2Si. Раствори­мость Mg2Si в твердом алюминии втвердом состоянии несколько уменьшается, если содержание кремния превышаетотношение концентраций Mg: Si=l,73

/>

/>

Алюминиевый угол диаграммы Аl—Mg—Si:

а — проекция поверхности ликвидус; б — распределение фазовых областей втвердом состоянии.Концентрации, отвечающие точкам А, В, С, D и Е, приведены в табл. 11— линия квази-бинарного разреза

Соединение   Mg2Si   (63,2% Mg  и   36,8% Si)   обладает  кубической решет­кой   (12   атомов  в  элементарной ячейке)   с  параметром а =6,35н-6,40 А. Оно изоморфно фазам MgsGe, Mg2Pb, MgsSri, ноимеет очень узкую область существования. Его температура плавлениясоставляет 1087°С, плотность — 1,88 г/см3.

Таблица 2.11

ИЗМЕНЕНИЕ КОНЦЕНТРАЦИИ АЛЮМИНИЕВОГО ТВЕРДОГОРАСТВОРА, В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ТЕМПЕРАТУРЫ 

t. °c A, Mg B C D E, Si Mg Si Mg Si Mg Si 595 ----- ----- ----- 1,17 0,68 ---- __ __ 577 ___ ----- ____ 1,10 0,63 ----- — 1,65 552 ___ ----- ____ 1,00 0,57 0",83 1,06 1,30 527 ___ __ ____ 0,83 0,47 0,6 0,8 — 502 ___ __ ___ 0,70 0,40 0,5 0,65 0,80 452 17,4 15,3 0,1 0,48 0,27 0,3 0,45 0,48 402 13,5 11 0,0x 0,33 0,19 0 22 0,3 0,29 302 6,7 5 0,0x 0,19 0,11 0,1 0,15 0,06