WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!


 

  На правах рукописи

Бочвар Сергей Георгиевич

ИССЛЕДОВАНИЕ ЗАКОНОМЕРНОСТЕЙ И РАЗРАБОТКА ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ПРИНЦИПОВ  ВНЕПЕЧНОГО МОДИФИЦИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ СЛИТКОВ АЛЮМИНИЕВЫХ

СПЛАВОВ С ПРИМЕНЕНИЕМ АКУСТИЧЕСКОЙ КАВИТАЦИИ

Специальность 05.16.09 –

Материаловедение (металлургия)

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени

доктора технических наук

Москва - 2012

Работа выполнена в ОАО «Всероссийский институт легких сплавов»

Научный консультант:  доктор технических наук, профессор,

  Эскин Георгий Иосифович

Официальные оппоненты: 

доктор технических наук Захаров Валерий Владимирович

доктор технических наук, профессор Макаров Геннадий Сергеевич

доктор технических наук, профессор Белов Николай Александрович

Ведущая организация: Федеральное государственное бюджетное 

  учреждение науки Институт металлургии 

  и материаловедения им. А.А. Байкова 

  Российской академии наук, г. Москва

 

Защита состоится « 20 » июня 2012 г  в ____ часов в ОАО «ВИЛС» на заседании  диссертационного Совета Д 403.008 01  по адресу: 121596,  Москва, ул. Горбунова, 2, ОАО «ВИЛС».

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ОАО «ВИЛС».

Автореферат разослан  «___»____________2012 года.

Ученый секретарь

диссертационного совета,

доктор технических наук Бережной В.Л.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. В настоящее время при производстве изделий из алюминиевых сплавов, в основном, для космической отрасли, самолетостроения, автомобильной промышленности в металлургической практике весьма востребованы новые активные методы воздействия на структуру широкой гаммы промышленных сплавов с целью повышения качества слитков, свойств полуфабрикатов и конечных изделий.

Проблемой модифицирования структуры слитков алюминиевых сплавов занимались известные российские ученые: П.А. Ребиндер, П.Г. Данков, М.В. Мальцев, С.М. Воронов, В.А. Ливанов, В.И. Добаткин, Г.В. Самсонов, В.И. Елагин, В.И. Напалков и др. Известны также фундаментальные работы по модифицированию алюминиевых сплавов за рубежом – A. Cibula, H.D. Eborall, M. Fleming, M.G. Chu, W. Schneider, M. Rappas, A. Grander и др.

Для модифицирования структуры использование кавитационной обработки как физического средства воздействия на кинетику и термодинамику  физико-химических процессов может стать исключительно важным компонентом промышленной технологии непрерывного литья слитков, тем более что такая обработка является экологически безопасной.

Анализ мировой периодической печати последних лет свидетельствует о растущем интересе к ультразвуковой обработке расплава; заинтересованность в исследовании и применении ультразвуковой технологии проявляют ведущие университеты и металлургические компании США, Великобритании, Японии,  Китая, Канады и Португалии. 

Все это свидетельствует о целесообразности приложения усилий в исследовании новых областей применения  кавитационной обработки, что позволит создать принципиально новые процессы  регулирования структуры и свойств литого и, следовательно, в какой-то мере деформированного металла.

Применение комплексной обработки потока расплава при непрерывном литье с применением акустической кавитации и введении активных зародышей кристаллизации  позволит за счет эффективного модифицирования с предельным измельчением зерна, интенсифицировать процесс дегазации расплава и обеспечить получение равномерной зеренной структуры слитков по сечению. Под предельным измельчением в этом случае понимается достижение величины зерна размера, близкого или равного величине дендритного параметра для данных скоростей охлаждения при кристаллизации.

Это окажет разнообразное позитивное влияние на производство изделий широкой гаммы алюминиевых сплавов. Так, например, для наименее технологичных в металлургическом производстве высокопрочных сплавов на основе системы Al – Zn – Mg – Cu – Zr [1973 (7050), 1960 (7055) и 1933] будет снижена склонность к образованию горячих трещин при литье, облегчены процессы пластической деформации при последующей обработке давлением, в том числе процессы деформации в твердо - жидком состоянии. Кроме этого, разрабатываемая концепция комплексного модифицирования позволит повысить пластичность сварных соединений за счет улучшения качества проволоки из сплавов свАМг5, свАМг6, 1571 и др., а также предложить технологию производства и составы алюминиевых  сплавов экономно легированных скандием.

Поэтому разработка научных и технологических основ литья слитков из алюминиевых сплавов с предельно измельченной структурой является актуальной проблемой.

Исследования, проведенные в диссертационной работе, выполнялись, в том числе в соответствии с научными контрактами ВИЛСа.

Цель и задачи исследования.

Целью настоящей работы является разработка технологических принципов комплексного внепечного модифицирования потока расплава алюминиевых сплавов систем: Al – Cu – Mg – Zn – Zr, Al – Mg – Cu, Al – Si – Mg и Al – Si (состава заэвтектических силуминов), по пути в кристаллизатор непрерывного литья с кавитационной (ультразвуковой) обработкой и введением дополнительных активных зародышей кристаллизации, обеспечивающая измельчение зеренной структуры (вплоть до недендритной) и первично кристаллизующихся кристаллов и интерметаллидных фаз.

В соответствии с указанной целью были поставлены следующие задачи:

1. Определить общие закономерности формирования недендритной структуры в сплавах системы Al-Cu-Mg-Zn-Zr в зависимости от содержания циркония, скорости охлаждения и степени легированности.

2. Провести аналитическое исследование условий разрушения агломератов, вводимых в расплав зародышей кристаллизации  в поле акустической кавитации.

3. Предложить подходы к созданию новых типов модификаторов для измельчения структуры слитков алюминиевых сплавов различных систем.

4. Создать новую концепцию предельного измельчения структуры слитков  алюминиевых сплавов, основанную на комплексном воздействии акустической кавитации на разрушение агломератов вводимых активных зародышей кристаллизации и активацию неметаллических частиц, присутствующих в жидком расплаве алюминиевых сплавов.

5. На основании новой концепции разработать технологические приемы непрерывного литья слитков  алюминиевых сплавов при комплексном внепечном модифицировании потока расплава по пути в кристаллизатор: 

- с кавитационной обработкой и введением лигатурного прутка для формирования предельно измельченной структуры слитков алюминиевых сплавов;

- с применением новых фосфорсодержащих  модификаторов для существенного измельчения первичных кристаллов кремния в промышленных слитках заэвтектических силуминов.

Научная новизна.

В диссертации находят свое развитие положения по теории акустической кавитации применительно к ультразвуковой обработке расплава алюминиевых сплавов, когда возникновение кавитации оказывает исключительно сильное воздействие на интенсификацию тепло-массообменных процессов, создание ювенильных поверхностей и смачивание ультрадисперсных частиц окислов.

В диссертации развиваются положения по недендритной кристаллизации, когда избыток потенциальных зародышей, вносимый из лигатурных прутков к фронту затвердевания, позволяет сформировать предельно измельченную недендритную структуру.

Среди новых положений теории и практики непрерывного литья слитков из алюминиевых сплавов, разработанных в диссертации, можно отметить следующие:

1. Предложена  принципиально новая научная концепция предельного измельчения зеренной структуры слитков путем внепечной обработки потока расплава за счет действия акустической кавитации на процесс разрушения агломератов из активных дисперсных частиц зародышей кристаллизации или на микродобавки ультрамелких частиц метастабильных образований алюминидов циркония, введенных в зону кавитации из лигатурных прутков и, одновременно, на активацию неметаллических примесей.

2. Проведен аналитический и экспериментальный анализ исследованных условий разрушения агломератов нерастворимых частиц зарождения под действием акустической кавитации. Установлен значительный вклад в процесс получения недендритной структуры активных зародышей кристаллизации размером менее двух микрон, что подтверждено сравнительными результатами лабораторных и опытно-промышленных плавок с применением и без использования внепечного комплексного модифицирования.

3. Показан эффект кардинального изменения характера литой структуры в слитках алюминиевых сплавов за счет изменения физики процесса кристаллизации, когда активация частиц зернозарождения, таких как TiB2, TiC, Al3Ti, Al3Zr, приводит к  измельчению зеренной структуры в 2 4 раза, при этом достигается формирование предельно минимального размера зерна для конкретной скорости охлаждения.

4. Предложен механизм измельчения кристаллов первичного кремния при кристаллизации заэвтектических силуминов за счет комплексного модифицирования с применением лигатур нового поколения с равномерно распределенными ультрадисперсными частицами Сu3Р. Такие частицы, растворяясь в металле, образуют дисперсные частицы Аl3Р, которые являются активными зародышами кристаллизации первичного кремния.

5. В процессе штамповки в твердо-жидком состоянии оценены преимущества слитков с недендритной структурой, заключающиеся в повышенной пластичности сплава с сохранением высоких прочностных свойств в полуфабрикатах, что имеет особенное значение для труднодеформируемых высокопрочных алюминиевых сплавов.

Практическая значимость.

Результаты исследований, приведенные в диссертации, апробированы в условиях опытно-промышленного производства ОАО «ВИЛС» при литье  слитков диаметром до 300 мм из алюминиевых сплавов различного состава и получении полуфабрикатов из заэвтектических силуминов и сплава В65.

В результате установленных закономерностей и их апробации в опытно-промышленных условиях показано, что:

– в производстве высокопрочных сплавов (1973, 1960, В95, В96Ц3) достигнута возможность уменьшения брака при литье за счет снижения склонности к горячим и холодным трещинам и повышения пластических характеристик слитков на 1015 % применительно к обработке их давлением;

– в штамповках из высокопрочных алюминиевых сплавов при наследовании недендритной  структуры возможно повысить уровень ресурсных характеристик (в том числе снизить скорость ползучести образцов из штамповок на порядок, а длительную прочность увеличить в 2 раза).

– для деформируемых сплавов, содержащих в своем составе дорогостоящий скандий (01570, 1570С и др.), возможно достичь уменьшения себестоимости конечных изделий на 1520 % без снижения прочностных свойств сплавов, за счет замены части скандия цирконием;

– в производстве заклепочной проволоки из сплавов В65, Д18 и др. за счет предельного измельчения и равномерности зеренной структуры по сечению слитка с уменьшением содержания водорода ~ на 20% достигнуто повышение технологической пластичности при последующих деформациях ~ на 25 % со снижением брака при прокатке слитков; 

– за счет измельчения при литье структуры сплавов 1960, 1973, В65 и др. возможно достичь снижения  длительности гомогенизации ~ в два раза, с соответствующим уменьшением энергозатрат на производство деформированных полуфабрикатов;

– при штамповке слитков 1960, 1973 и др. с недендритной структурой в твердо- жидком состоянии достигнуто  снижение силовых затрат более, чем  в два раза, повышение заполняемости гравюры штампа с предупреждением появления трещин;

– возможно заменить фасонное литье отливок из  сплавов типа АК18 и 01392 на непрерывное литье слитков за счет применения кавитационной обработки потока расплава и модификаторов нового поколения системы Al – Cu – P. При этом достигнуто  измельчение кристаллов первичного  кремния в 2 - 3  раза ( 50 мкм) при их равномерном распределении по сечению матрицы; 

– разработанная технологическая цепочка внепечного комплексного модифицирования легко встраивается в серийный процесс непрерывного литья при соблюдении всех технологических требований, предусмотренных серийной технологией,  и не требует кардинальных изменений в литейном оборудовании.

По материалам диссертации получен патент на способ получения заэвтектических силуминов №2337166, поданы заявки на патент РФ на  способ изготовления  лигатурного  материала № 2011105787  и  на способ  модифицирования  легких  сплавов  № 2011136570.

Основные положения, выносимые на защиту.

- Принципиально новая технология комплексного внепечного модифицирования расплава  алюминиевых сплавов по пути в кристаллизатор, основанной на введение в зону акустической кавитации зародышеобразующих частиц; 

- Закономерности формирования недендритной  структуры слитков алюминиевых сплавов за счет влияния кавитационных полей и лигатурных прутков на процесс зародышеобразования, и недендритной структуры на повышение технологичности слитков, на их способность к деформированию (в том числе при штамповке в твердо - жидком состоянии);

- Способ микролегирования алюминиевых сплавов при комплексной внепечной обработке потока расплава в литейном желобе с воздействием акустической кавитации на процесс формирования ультрадисперсных частиц активных модификаторов;

- Закономерности комплексного внепечного модифицирования и лигатур нового поколения на  измельчение  кристаллов  первичного  кремния  при кристаллизации в условиях непрерывного литья  слитков из заэвтектических силуминов.

Основные методики, применяемые в работе.

Исследование структуры проводили на полированных шлифах и после анодного  оксидирования  на микроскопе Неофот-2. Средний размер величины зерна (Dз, в мкм) рассчитывали методом секущих (по измерению ~300 зерен) в  предположении  сферической  формы  и  определяли  по  хорде (Х) по формуле: Dз = 4 · Хсредн./. Доверительный интервал определяли с вероятностью 95 %, и он равнялся,  в  зависимости  от  среднего размера измеренного зерна, к примеру: ± 16,63 мкм –  для  зерна  400 мкм, ± 4,16  мкм – для зерна 100 мкм и  ± 1,19  мкм – для зерна 30 мкм.

Изучение интерметаллидов и эвтектических составляющих при больших увеличениях проводили на растровом электронном микроскопе KYKY 2800 с приставкой для проведения микрорентгеноспектрального анализа «NORAN».

Скорости охлаждения определяли по кривым охлаждения в средней части образца с записью на шлейфовый осциллограф К-121. С целью уменьшения инерции термопары применяли методику регистрации кривых охлаждения с использованием термопары с разомкнутыми концами. Температуры контролировались цифровым прибором Ф-266 и тарированными термопарами (ХА). Точность замера температур определялась с допустимой погрешностью  прибора и составляла ±2,7 0С. Тарировку термопар проводили по температурам кристаллизации чистых Al, Cu, Zn, Pb и двойной эвтектики Al – Cu.  Скорости охлаждения выше 102 К/с определяли по формуле: h2·V =K·104, где h – толщина отливки (м), V – скорость охлаждения (К/с), К – постоянная величина.

Оценку механических свойств на одноосное растяжение определяли по ГОСТ 1497-84 на 3 – 5 образцах.

Реологические свойства определялись по результатам экспериментов при осадке. Чтобы получить достаточно надежные результаты для определения сопротивления деформации была использована методика экстраполяции, предложенная Хойсеном, а  численное моделирование штамповок различного типа проводили по программе Q Form в рамках вязко-пластической модели методом  конечных элементов.

В  работе  использовались  современные транзисторные ультразвуковые генераторы УЗГ 2 – 22 и УЗГ 5 – 22, оснащенные автоматической подстройкой частоты и амплитуды в процессе обработки расплава. Точность замера частоты составляла  ±0,03 кГц, мощности – ±0,04 кВт, а амплитуды – ±0,1 мкм.

Таким образом, степень достоверности результатов была гарантирована использованием вышеперечисленных современных методов и сочетанием взаимодополняющих исследовательских методик: световой и сканирующей электронной микроскопии, микрорентгеноспектрального анализа, количественной металлографии, химических методов анализа, физико-механических исследований, а также методики статистической обработки, и подтверждается удовлетворительной повторяемостью результатов экспериментов. 

Реализация результатов работы. Результаты проведенных исследований использованы при опытно-промышленном производстве слитков из деформируемых алюминиевых сплавов с предельно измельченной структурой, а также сплавов заэвтектических силуминов.

Личный вклад автора заключался в постановке задач и разработке общей методики исследований, подготовке и проведении экспериментальных и опытно-промышленных работ, анализе и синтезе, интерпретации и обобщении полученных результатов, а также в защите некоторых технологических решений патентами.

Апробация работы. Основные положения диссертационной работы доложены и обсуждены на 1-й Международной Конференции и Выставке «Литье алюминия». Москва, 27-29 марта 2007 г, на IV Евразийской научно-практической конференции «ПРОСТ-2008». Москва, 8-10 апреля 2008г, на Всероссийской научно-технической конференции Новые материалы и технологии «НМТ-2008». Москва, 11-12 ноября 2008 г, на 2-й Международной Конференции и Выставке «Литье алюминия». Москва, 1-3 апреля 2009 г.

Публикации.  По теме диссертации опубликовано 14 статей в рецензируемых журналах и изданиях из перечня ВАК, 4 публикации тезисов докладов на научных конференциях, получен 1 патент РФ и подано 2 заявки на патенты РФ.

Структура и объем диссертации.  Диссертационная работа состоит из введения, четырех глав и общих выводов. Материалы диссертации изложены на 296 страницах машинописного текста, содержат  109  рисунков,  55  таблиц, включают список литературы из  134 наименований.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении показана актуальность проблемы получения предельно измельченной, вплоть до недендритной (субдендритной), зеренной  структуры и измельчения первично кристаллизующихся интерметаллидных фаз для широкой гаммы алюминиевых сплавов, дана общая характеристика работы.

1. Анализ современных методов модифицирования структуры слитков алюминиевых сплавов

В первой главе проведен анализ современных методов модифицирования алюминиевых сплавов по публикациям зарубежных и отечественных исследователей. Проанализированы основные тенденции развития модифицирования алюминиевых сплавов с середины 20 века и по настоящее время. Показано, что свойства полуфабрикатов и конечных изделий во многом зависят от структуры и качества слитков. Рассмотрены существующие механизмы зародышеобразования и определены основные недостатки существующих методов модифицирования, к которым можно отнести:

– склонность к агломерированию зародышеобразующих частиц в лигатурных прутках;

– невозможность предельного измельчения без использования дорогостоящих компонентов; 

– выделения крупных первичных интерметаллидов;

– покрытия боридов титана слоем борида циркония (эффект «отравления»);

– износ матриц и появление дефектов в виде рисок и налипов на поверхности прессованных изделий при использовании зародышевых модификаторов повышенной твердости;

– технологические трудности при литье слитков большого сечения; 

– усложнение процессов предельного измельчения при многокристаллизаторном литье.

Сформулированы цель и задачи работы.

2. Исследование условий формирования предельного измельчения зеренной структуры  слитков  из  высокопрочных  сплавов системы Al Zn Mg Cu Zr

Во второй главе изучено влияние значимых факторов на формирование предельно измельченной зеренной структуры модельных высокопрочных алюминиевых сплавов и промышленного сплава 1973. По результатам было проведено опытно-промышленное исследование на сплаве 01959 ( Х7064 ).  Проведено аналитическое исследование процесса разрушения агломератов дисперсных частиц при растворении в расплаве алюминия материала лигатурных прутков. Получено экспериментальное подтверждение аналитических выводов на образцах лигатурного прутка состава Al – Ti – B. 

Формирование недендритной структуры в сплавах с цирконием

Исследование влияния скорости охлаждения, содержания циркония и различной морфологии частиц интерметаллических соединений на измельчение зеренной структуры проводили на промышленном сплаве 1973 (система Al–Cu–Mg–Zn–Zr) и на модельных алюминиевых сплавах систем Al–Cu–Zr, Al–Cu–Mg–Zr, Al–Cu–Mg–Zn–Zr.

Содержание циркония в модельных сплавах варьировали таким образом, чтобы обеспечить возможность исследования протяженности области первичной кристаллизации твердого раствора и установить природу фаз в области первичной кристаллизации интерметаллидов. Содержание основных легирующих элементов в модельных сплавах были выбраны в соответствии с содержанием данных компонентов в промышленных высокопрочных алюминиевых сплавах.

Анализ полученных результатов позволяет заключить, что поскольку в структуре сплавов метастабильный интерметаллид Al3Zr лежит внутри зерна (рис. 1а), а стабильный Al3Zr – произвольно (рис. 1б), то частицы метастабильного интерметаллида Al3Zr способствуют в большей степени измельчению зерна, чем стабильный интерметаллид, так как именно на таких частицах зарождаются зерна твердого раствора.

В процессе кристаллизации при определенном переохлаждении зарождается метастабильный интерметаллид Al3Zr. При его росте в некоторой области, прилегающей к этому интерметаллиду, переохлаждение снимается, и в этом месте кристаллизуется стабильный интерметаллид.

 

В результате изучения типа зеренной структуры, размера зерна и формирования первичной фазы модельных сплавов  при трех наиболее интересных для непрерывного литья слитков скоростях охлаждения  (5·101, 102,  5·102 К/с)  показано, что появление достаточного для зернозарождения числа частиц метастабильного Al3Zr может привести к переходу от дендритной кристаллизации к недендритной, и такой переход действительно наблюдается во всех исследованных сплавах.

Наиболее протяженная область недендритной кристаллизации наблюдается в сплавах Al–1,5 % Cu–Zr и Al–3,5 % Cu–1,5 % Mg–Zr. В сплавах системы Al–1,5 % Cu–2,0 % Mg–5,5 % Zn–Zr эта область значительно меньше.

Определено, что по мере увеличения скорости охлаждения структура сплава сначала имеет дендритный характер (рис. 2а), а затем недендритный (рис. 2б). При дальнейшем увеличении скорости охлаждения структура  снова становится дендритной (рис. 2в).

Это связано с тем, что с увеличением скорости охлаждения измельчаются первичные интерметаллиды и при достижении их определенного количества структура становится недендритной. Формирование вновь дендритной структуры связано, по-видимому, с тем, что при достижении определенной скорости охлаждения вид метастабильной диаграммы состояния трансформируется настолько, что при кристаллизации образуется лишь небольшое количество интерметаллидов и в пределе их может не быть вовсе.

 

Увеличение скорости охлаждения и соответственно переохлаждения, влияет на размер критического зародыша, а следовательно, и на количество центров, на которых зарождаются зерна. Поэтому можно ожидать, что с повышением скорости охлаждения, при одинаковом количестве циркония в сплаве, недендритная структура будет формироваться преимущественно при высокой скорости охлаждения. Однако это не так, и надо учитывать, что с увеличением скорости охлаждения происходит смена первично кристаллизующейся фазы (твердый раствор на основе Al и модификации интерметаллида Al3Zr).

На рис. 3а приведены графики изменения размера зерна от содержания циркония в сплаве Al–1,5 % Cu–Zr. Видно, что в определенных интервалах концентраций с увеличением содержания циркония размер зерен может как уменьшаться, так и увеличиваться с появлением точек экстремумов, положение которых не зависит от скорости охлаждения. Размер  зерна в сплавах системы Al–1,5 % Cu–2,0 % Mg–5,5 % Zn–Zr, также как и в сплавах системы Al–1,5 % Cu–Zr, нелинейно зависит от концентрации циркония, и на графиках надежно фиксируется один минимум, который не зависит от скорости охлаждения (рис. 3 б, в).

Можно предположить, что данный минимум ( ~ 0,20,3 % Zr ) связан с точкой на двойной диаграмме состояния Al-Zr (0,28 % Zr), по разные стороны которой после кристаллизации должен образовываться либо твердый раствор, либо  интерметаллиды. 

В качестве подтверждения указанных выше закономерностей приведены данные по промышленному сплаву 1973 (табл. 1, 2). В промышленном сплаве 1973 переход от дендритной структуры к смешанной наблюдается при меньшем содержании в сплаве циркония, чем в модельном сплаве Al–1,5 % Cu–2,0 % Mg–5,5 % Zn–Zr. Также определено, что чистота сплава существенно влияет на зарождение частиц интерметаллидов и область -твердого раствора без частиц Al3Zr для сплава 1973 значительно менее протяженная, чем для модельного сплава.

Таблица 1

Изменение размера зерна в сплаве 1973 в зависимости от скорости охлаждения и  содержания циркония

Vохл К\с

Средний размер зерна, мкм

/ тип структуры( Д - дендритная, С - смешанная, Н - недендритная)

100

960

590

160

164

198

205

117

230

152

220

284

5·101

340

333

106

74

50

45

32

13

19

15

20

102

305

290

86

89

58

37

27

15

17

15

18

5·102

308

260

87

96

106

47

35

47

22

16

15

5·103

-/Д

-/Д

-/Д

-/Д

-/Д

-/Д

-/Д

-/Д

-/Д

-/Д

-/Д

Zr, масс.%

0,09

0,16

0,22

0,27

0,33

0,37

0,40

0,47

0,50

0,62

0,74

Таблица 2

Зависимости первичной фазы при кристаллизации от скорости

охлаждения (100–5·103 К/с)  и содержания циркония в сплаве 1973

Vохл К\с

Первичные фазы при кристаллизации:

  – твердый раствор на основе Al,  s – стабильный интерметаллид Al3Zr,  m – метастабильный интерметаллид Al3Zr

100

s

s

s

s

s

s

s

s

s

5·101

m

m

m

m,s

m,s

m,s

m,s

102

m

m

m

m,s

m,s

m,s

5·102

m

m

m,s

m,s

m,s

5·103

m

m

m

Zr, масс.%

0,09

0,16

0,22

0,27

0,33

0,37

0,40

0,47

0,50

0,62

0,74

Для сплава 1973 в большинстве случаев с увеличением скорости охлаждения зерно измельчается, однако существуют сплавы, в которых по мере увеличения скорости охлаждения зерно сначала измельчается, а затем укрупняется. Обобщение полученных результатов наиболее рационально представить в виде зависимости формирования первичной фазы при кристаллизации от скорости охлаждения, содержания циркония и типа интерметаллида. По результатам исследований были построены такие  диаграммы в координатах «скорость охлаждения – содержание циркония в сплаве» при фиксированном количестве других легирующих компонентов.

Для сплава Al–1,5 % Cu–Zr (рис. 4а) с увеличением скорости охлаждения расширяется область первичной кристаллизации -твердого раствора и при скорости 5·103 К/с она простирается до 1,2 % циркония. Диаграмма содержит достаточно узкую область первичной кристаллизации метастабильной модификации Al3Zr, за которой следует область существования Al3Zr в метастабильной и стабильной модификациях. Диаграмма также включает область первичной кристаллизации стабильного интерметаллида Al3Zr.

Для сплава Al–3,5 % Cu–1,5 % Mg–Zr (рис 4б) диаграмма практически не отличается от предыдущей, однако с увеличением скорости охлаждения область первичной кристаллизации твердого раствора расширяется не столь значительно, и при скорости охлаждения 5·103 К/с она ограничена 0,7 % Zr.

Для сплава Al-1,5%Cu-2,0%Mg-5,5%Zn-Zr (рис. 5а) на диаграмме протяженность области первичной кристаллизации еще менее значительна, область первичной кристаллизации метастабильного Al3Zr по сравнению с предыдущими системами намного шире.

Для сплава типа 1973 (рис 5б) с увеличением скорости охлаждения расширяется область первичной кристаллизации -твердого раствора  и, если при скорости охлаждения 100 К/с  эта область ограничена 0,22 % Zr, то при скорости охлаждения 5·103 К/с  она простирается до 0,5 % Zr.

В целом при всех исследованных скоростях охлаждения, за исключением 100 К/с, по мере легирования сплава цирконием наблюдается следующая последовательность кристаллизации: сначала первичной фазой является -твердый раствор, затем первично выделяется только метастабильный интерметаллид Al3Zr, и, наконец, в структуре присутствуют первичные метастабильные и стабильные интерметаллиды Al3Zr.

Литье слитков сплава 01959

Результаты вышеизложенных исследований позволили предложить и опробовать опытно-промышленную технологию получения слитков алюминиевых сплавов,  легированных переходными металлами методом непрерывного литья. Был выбран сплав также системы Al–Zn–Mg–Cu–Zr, но гранулированного состава 01959 с 0,2 0,6 % Zr с Co и Ni. Сплав отливали методом непрерывного литья в кристаллизатор диаметром 315 мм с кавитационной обработкой расплава в кристаллизаторе. Содержание циркония выбирали по нижнему пределу. Пруток  состава Al – 5 % Zr вводили в прилеточную коробку. Для сравнения сплав отливали и в виде гранул (содержание Zr в гранулах 0,55 %).

Были получены тонкостенные профили размером 142х103х2,5–5,5 мм. И хотя значения механических свойств соответствовали техническим условиям, в структуре профилей из слитка размер фаз T, оказался больше (12–16 мкм), чем в профиле из гранул (1–4 мкм). Фазы, образованные переходными металлами, в профиле из гранул также более дисперсны (<0,5 мкм). В профиле из слитка фаза Al3Zr выделяется в виде вторичной фазы внутри ячеек и в виде отдельных первичных интерметаллидов размерами до 15-20 мкм. Вероятно, это не полностью растворившиеся первичные интерметаллиды, которые  наследуются из лигатурного прутка.

Исходя из полученных результатов, потребовалось разработать принципиально новый механизм модифицирования слитков, когда существенную роль в измельчении структуры играют дополнительные центры кристаллизации. Такие центры возможно привнести в расплав, используя лигатурные прутки с готовыми дисперсными частицами зернозарождения: Al–Ti–B, Al–Ti–C, Al–Zr, Al–Cu–F и т.п. Однако у каждого такого прутка есть свои отрицательные характеристики. Например, в прутке состава Al–Ti–B зернозарождающие частицы присутствуют в виде агломератов, которые задерживаются на фильтрующих устройствах и выключаются из процесса модифицирования.

Следует отметить, что частицы в агломератах в зависимости от их размеров держатся вместе как за счет сил адгезии и капиллярных сил, так и силами Ван-дер-Ваальса.  По результатам зарубежных  исследований (рис. 6) для частиц размером 13 мкм  прочность этих связей невелика, и агломераты можно разрушить при наложении внешнего воздействия.

Нами для разрушения таких агломератов и соответственно повышения эффективности модифицирования было предложено опробовать воздействие на них акустической кавитации.

Аналитический  расчет воздействия кавитации на процесс разрушения лигатурного материала

Известно, что введение в расплав мощных ультразвуковых колебаний  за счет действия переменных давлений распространяющейся звуковой волны в местах неоднородностей (газовые пузырьки, взвешенные твердые частицы и их агломераты) вызывает разрыв жидкого металла в полупериоде растяжения. В месте разрыва образуется кавитационный пузырек, который на следующем полупериоде сжатия резко захлопывается. При схлопывании (коллапсе) кавитационных пузырьков создаются условия исключительно высоких перепадов давления и высокоскоростных микротечений. При этом расширение пузырька происходит медленно из-за сопротивления внешнего статического давления и действия поверхностного натяжения. Процесс сжатия и в особенности его конечная стадия совершается в короткое время, т.к. внешние силы и звуковое давление действуют в одном направлении.

Расстояние между пузырьками в кавитационной области определяется числом пузырьков в единичном объеме, которое составляет 106 -107 см-3 в области развитой кавитации. Это в 105  раз превышает число зародышей кавитации в объеме жидкости (до 102  см-3). Размножение пузырьков происходит почти мгновенно по цепной реакции, т.к.  при захлопывании кавитационный пузырек теряет устойчивость и распадается  на новые зародыши кавитации, которые, в свою очередь, также быстро распадаются на «осколки» новых зародышей кавитации, при этом степень развития кавитации (К) оценивается как:

  К = V/V, (1)

где  V – суммарный объем пузырьков в фазе их максимального расширения, м3;

  V  -  объем жидкости, много больший размеров кавитационных полостей, м3.

В процессе захлопывания газовая смесь внутри пузырька адиабатически сжимается до высоких давлений Pmax, которые можно представить в виде уравнения: 

Pmax = 3/2 max /-1, (2)

где max –  максимальная  скорость,  достигнутая  в стадии захлопывания, м/с;

    – показатель политропы;

    –  плотность жидкости, кг/м3 .

Для воды при  = 3/4  и  = 1000 кг/м3 максимальная скорость max была вычислена при решении уравнений динамики кавитационных пузырьков и составила 250 м/с. Подставляя это значение в  указанное выше уравнение, можно подсчитать, что давление газа в пузырьке достигает 300 МПа. Именно такие значения давлений определяют величину импульсов давлений, формируемых при захлопывании пузырька. Аналогичные расчеты показали, что в момент схлопывания температура достигает  6000 К, при этом температура в лунке вблизи поверхности кристаллизации повышается до 8 0С.

Согласно указанному выше соотношению давление прямо пропорционально плотности жидкости, в которой развивается кавитация. Поэтому если для воды исследователи дают величину 300 МПа, а для тяжелых металлов от 650 до 1160 МПа, то давление в расплаве алюминия можно оценить приблизительно равным 400-500 МПа.

Возникающие в результате захлопывания кавитационных пузырьков процессы локального повышения импульсов давления, высоких температур и скоростных микропотоков определяют эффективность воздействия акустической кавитации на технологические процессы в расплаве.

Ранее уже были аналитические попытки создания критерий активности кавитации Z на основе решения уравнений динамики кавитационной полости. В качестве основы была принята разница в объеме полости за долю периода в стадии захлопывания t на частоте f или:

Z = Vmax / Vmin t f, (3) 

где Vmax  и  Vmin  - соответственно  объемы пузырька в стадиях расширения и захлопывания.

Для сферического пузырька критерий  может быть записан в виде отношения:

Z = Rmax3 / Rmin3 t f,  (4)

где Rmax  и  Rmin  - соответственно максимальный и минимальный радиусы.

Критерий можно рассчитать аналитически или путем приближенного решения уравнений динамики кавитационного пузырька

Исследования разных авторов показали, что критерий кавитационной активности  мало зависит от поверхностного натяжения, вязкости и плотности жидкости, но на него сильно влияет содержание газовой смеси внутри пузырька. Например, увеличение давления газовой составляющей в пузырьке на порядок снижает критерий на пять порядков.

В  аналитических исследованиях динамики кавитационных пузырьков в расплаве алюминия при кавитационной обработке было определено, что давление водорода в пузырьке радиусом 10-6 м существенно зависит от приложенного звукового давления (в расплаве алюминия и его сплавах растворен в основном водород). Чем выше звуковое давление, тем эффективнее расширяется пузырек в фазе расширения, и в режиме развитой кавитации он может увеличиваться в сотни раз.

При малых значениях звукового давления порядка 0,2 МПа, при которых кавитация только начинает развиваться, давление водорода в пузырьке уже составляет 10-3 МПа независимо от пульсаций пузырька. При повышении интенсивности ультразвуковой обработки и значении звукового давления 1,0 МПа давление водорода в пузырьке падает от 10-3 до 10-7 МПа. В режиме развитой кавитации при звуковом давлении 10 МПа давление водорода в пузырьке падает еще больше и может составлять 10-9 МПа.

Проведенный аналитический анализ позволил предложить схему разрушения агломератов под действием акустической кавитации  (рис. 7).

Механизм разрушения заключается в том, что ультразвуковая обработка потока расплава определенной мощности и адсорбированный в микрорельефе частиц водород являются прекрасными условиями образования у поверхности таких частиц кавитационных пузырьков. Эти пузырьки после нескольких пульсаций захлопываются с генерацией мощных гидроимпульсов и кумулятивных микропотоков, которые буквально разрывают агломераты на отдельные частицы. В результате возрастает количество частиц, являющихся активными центрами кристаллизации.

Экспериментально этот эффект был нами проверен при кавитационном воздействии на поток расплава стандартного лигатурного прутка состава Al-3%Ti-1%B. Анализ полученных результатов показал, что  в структуре исходного прутка (рис. 8а) встречаются пластинчатые первичные интерметаллиды Al3Ti длиной 2025 мкм  и интерметаллиды примерно равноосной формы  размером 410 мкм, объединенные в скопления.

Наряду с этим в структуре присутствуют частицы боридов титана (TiB2) размером менее 2 мкм, сосредоточенные как в мелких скоплениях (несколько частиц), так и в скоплениях большего объема.

 

       

В структуре слитка диаметром 10 мм после переплава лигатурного прутка без кавитационной обработки потока расплава каких-либо существенных изменений обнаружено не было. В структуре аналогичного слитка после переплава с кавитационной обработкой расплава (рис. 8б)  длина всех пластин алюминидов титана уменьшается в 2-3 раза и составляет 7-8 мкм. Равноосные кристаллы Al3Ti не претерпели каких-либо изменений. Что касается частиц TiB2, то они имеют постоянный размер 1-2 мкм. При изучении  структуры образцов переплавов было обнаружено значимое отличие в характере агломератов таких частиц (рис. 8 в, г). Хорошо видно, что после переплава с акустическим воздействием частицы диборидов  титана отделяются друг от друга таким образом, что скопления становятся менее плотными и распределены более изолированно.

С одной стороны, воздействие мощного кавитационного поля увеличивает скорость растворения алюминидов титана за счет раздробления пластин интерметаллидов и интенсивного перемешивания  с повышением температуры расплава, что позволяет при ограниченной длине литейного желоба подобрать необходимое расстояние для полного растворения титановых интерметаллидов. 

С другой стороны, образование большего количества изолированных частиц диборидов титана повышает возможный модифицирующий эффект лигатурного прутка при одном и том же его количестве, вводимого в расплав алюминиевых сплавов. Это дает возможность получения недендритной структуры при экономном легировании.

3. Разработка новой концепции формирования измельченной зеренной структуры слитков широкой гаммы алюминиевых сплавов за счет внепечной комплексной обработки расплава с применением акустической кавитации и введением в жидкий металл активных модификаторов зарождения

В третьей главе приведены результаты лабораторных экспериментов, позволяющие сформулировать новую концепцию модифицирования при непрерывном литье слитков широкой гаммы алюминиевых сплавов. Проведен анализ развития ультразвукового оборудования в России. Предложены новые составы и технологии получения модификаторов для предельного измельчения структуры алюминиевых сплавов.

Особенный интерес представляют разработанные в последние годы в компании «АФАЛИНА» новые типы транзисторной техники – малогабаритные генераторы типа УЗГ-2-22 с собственным преобразователем типа ПМС-2-22 на частоту 22 кГц мощностью 2,5 кВт и УЗГ-5-22 с преобразователем ПМС-5-22 на частоту 22 кГц и мощность 5 кВт, которые по комплексу характеристик отличаются выгодным сочетанием массогабаритных параметров, отсутствием водяного охлаждения и особенностями конструкции.

Нами были опробованы такие генераторы в лабораторных условиях. По результатам апробации были сделаны выводы о высоком качестве генераторов и возможностях их использования в условиях промышленного производства. Все дальнейшие эксперименты в диссертационной работе были проведены с применением этих источников ультразвука.

Лигатурный пруток системы Al-Zr

В настоящее время широкое применение для модифицирования алюминиевых сплавов получила лигатура состава Al-Ti-B.  Однако формирование недендритной структуры в цирконийсодержащих сплавах связано с определенными ограничениями. Например, предельное содержание циркония в сплавах системы Al-Zn-Mg-Cu-Zr (1960 и др.)  ограничено в пределах 0,12-0,15 % масс., что связано с опасностью образования первичных частиц интерметаллидов Al3Zr. По стандартной технологии при таком содержании Zr  получают только дендритную структуру даже в тех случаях, когда для модифицирования используют лигатуру  Al-Ti-B. По нашему мнению, возможно заменить модифицирующий пруток системы Al-Ti-B на пруток системы Al-Zr, когда первичные частицы Al3Zr, кристаллическая решетка которых имеет почти полное размерно-структурное сходство с кристаллической решеткой алюминия, играют существенную роль в измельчении зерна.

Поэтому была поставлена задача по получению прутковой лигатуры Al-Zr пригодной для использования ее при внепечном модифицировании. Для решения данной задачи нами была применена технология вибрационного гранулирования. Гранулы сплава  Al-Zr  отливали следующих  составов:  Al - 0,6, 0,8, 1,4, 1,7, 1,9 и 2,2 % Zr с последующим прессованием из них прутка диаметром 8 мм. Микроструктура гранул и прутка представлена на рис. 9.

 

Было установлено, что в структуре гранул и полученных из них прутков, содержащих более 1,4 % Zr, максимальный размер первичных интерметаллидов не превышал 25 мкм. При содержании циркония в прутках менее 1% максимальный размер интерметаллидов не превышал 20 мкм. 

Следует отметить, что как в гранулах, так и в отпрессованных из них прутках, встречаются скопления интерметаллидов. Также было замечено, что при гранулировании сплавов с относительно высоким содержанием циркония (1,7 %) возникают технические трудности, связанные с резким снижением  жидкотекучести.

Для устранения негативных явлений в технологию производства гранул была введена кавитационная обработка расплава. В результате проведенных исследований выявлено, что такая обработка расплава в процессе литья  способствует повышению жидкотекучести высоколегированной лигатуры и уменьшает количество крупных скоплений первичных интерметаллидов. Микроструктура полученных гранул и прутков из них показана на рис.10.

По результатам проведенных исследований подана заявка  на патент РФ № 2011105787 от 17.02.2011г.

Заэвтектические силумины

Среди многообразия алюминиевых конструкционных сплавов особым образом стоят сплавы системы Al-Si с содержанием кремния более 18 % – заэвтектические силумины.        Их можно отнести к категории естественных композитов, которые имеют двухфазную структуру, состоящую из пластичной эвтектики и хрупких кристаллов первичного кремния, как правило, имеющих довольно крупные размеры 100 мкм. Заэвтектические силумины могут быть двойными с 18–25 % Si или содержать другие легирующие элементы, упрочняющие сплав, такие как Cu, Mg, Fe, Ni, Ti и др. В случае перехода от двойных сплавов к более сложным появляются и  другие избыточные фазы на базе легирующих компонентов.

В диссертационной работе ставится задача получения слитков из заэвтектических силуминов методом непрерывного литья. Определяющим для получения таких слитков является проведение комплексного модифицирования структуры с применением новых модификаторов в сочетании с дополнительным измельчением избыточных фаз при деформации.

Известно, что для достижения высокой технологичности заэвтектических силуминов необходимо максимально измельчить первичные кристаллы кремния и других избыточных фаз. Если не проводить модифицирование структуры заэвтектических силуминов, то возможно их применение только путем изготовления изделий методами фасонного литья или жидкой штамповки.

Как уже было сказано, в силуминах присутствуют различные легирующие элементы, в том числе железо. В таких сплавах допускается примесь железа до 0,7–1,5 %, которая образует довольно грубые фазы. Применение ультразвуковой  обработки (УЗО) расплава позволяет при использовании шихты, сильно загрязненной железом, существенно улучшить структуру конечного изделия как раз за счет измельчения железистых составляющих.

Для подтверждения этого были проведены дополнительные эксперименты  на вторичных силуминах марки АК9М2СХ, в которых ультразвуковая  (кавитационная) обработка расплава оказала значительное влияние на улучшение структуры отходов после переплава (табл. 4 и 5).

Лигатуры системы Al-Cu-P и Al-Fe-P

В работе показано, что наиболее технологично использовать для модифицирования заэвтектических силуминов тройные лигатуры Al-Fe-P и Al-Cu-P, которые легче растворяются (чем двойные) в расплаве при проведении процесса плавки.

Таблица 4

Влияние кавитационной обработки расплава на измельчение структурных составляющих  в слитках вторичного сплава АК9М2СХ

КО

Кремнистая составляющая, мкм

Железосодержащая составляющая, мкм

длина

ширина

  длина

ширина

-

20-40

  2-4

30-95

4-5

+

15-20

2-3

  5-20

2-3

Таблица 5

Влияние кавитационной обработки расплава на механические свойства  в слитках вторичного сплава АК9М2СХ

КО

Предел прочности,

МПа

Предел текучести,

МПа

Относительное

удлинение, %

Относительное

сужение, %

-

160-234

147-156

1,2-2,0

2,0-2,4

+

200-237

156-164

2,8-3,2

2,4-4,0

К этому следует добавить, что при введении тройной лигатуры в виде лигатурного прутка в сплав поступают уже готовые модифицирующие частицы, что  обеспечивает участие практически всего вводимого фосфора в процесс модифицирования. Структура слитков заэвтектического силумина Al-18 % Si  модифицированная лигатурой Al-Fe-P, представлена на рис. 11.

Установлен различный инкубационный период действия модификаторов, т.е. та требуемая выдержка расплава после введения модификатора, когда начинает проявляться заметный эффект измельчения частиц кремния. Для случая введения двойных лигатур (ФФ и МФ) эта выдержка составляет не менее 30 минут, тогда как для тройных лигатур – примерно 15 минут, а для лигатурного прутка Al-Cu-P – всего 5 минут. 

Предложен способ получения тройной лигатуры А1-Сu-Р методом непрерывного литья с применением кавитационной обработки (КО) расплава. Полученный слиток лигатуры А1-Сu-Р 65 мм имел структуру твердого раствора  с  равномерно  распределенными мелкими частицами Сu3Р размером < 10 мкм. 

В процессе использования модификатора при обработке заэвтектического силумина частицы Сu3Р растворяются в расплаве с образованием дисперсных частиц Аl3Р, которые являются активными модифицирующими агентами первичного кремния. Результаты опробования модификатора, полученного по предлагаемой технологии,  в сравнении со стандартным модификатором Сu - 9 % Р указаны в табл. 6.

По результатам проведенных исследований был получен патент РФ №2337166 от 27.10.2008.

Таблица 6

Размеры первичного кремния в слитке в зависимости от типа модификатора и условий введений

Тип модификатора

Температура введения в сплав, 0С

Концентрация фосфора, %

Размеры частиц кремния в слитке, мкм

расчетная

фактическая

Предложенный

750

0,05

0,05

30 50

Стандартный МФЛ

850

0,3

0,05

50 60

Лабораторные эксперименты по комплексному модифицированию

Изучение закономерностей формирования предельно измельченной зеренной структуры слитков высокопрочных алюминиевых сплавов при внепечном, комплексном модифицировании проводили на техническом алюминии марки А7 и сплавах типа В65, В95,  1960. В качестве модификатора использовали прутки стандартной лигатуры Al-Ti-B и новой лигатуры Al-Zr.

Экспериментальный стенд для литья опытных слитков с кавитационной обработкой потока расплава представлен на рис. 12.

Техника проведения эксперимента заключалась в следующем: сплав заданного состава плавили в печи сопротивления (6) в тигле, вмещающем до 5 кг металла, и при температуре 720-750оС разливали через желоб (5) в стандартную пробу (изложницу) (8) типа Reynolds (толстостенный кокиль диаметром 40 мм и длиной до 150 мм.). Опыты проводили как без применения кавитационной обработки потока расплава и введения модифицирующего прутка, так и с их применением в разных сочетаниях. В процессе исследований кавитационную обработку расплава проводили с применением генератора марки УЗГ2-22 и магнитострикционного преобразователя  марки ПМС-2-22 на частоте 21,5 кГц и  мощностью 2 кВт. Второй используемый генератор марки УЗГ5-22 (1) (мощность до 5 кВт) применялся в комплексе с преобразователем  марки ПМС-5-18 (2). При этом амплитуда колебаний инструмента при работе в расплаве составляла ~18 мкм.

Обработку потока расплава проводили как с использованием одного источника ультразвука в зоне введения прутка, так и с применением дополнительного источника непосредственно перед изложницей.

Модифицирование технического алюминия

Результаты исследований по влиянию технологии обработки расплава на структуру слитков алюминия А7 представлены в табл. 7. Было определено, что КО потока расплава алюминия без дополнительного введения прутка позволяет измельчить размер дендритного зерна почти в 2 раза (с 500 до 254 мкм). Дополнительное комплексное модифицирование  лигатурным прутком Al-5 % Ti-1 % B позволяет получить структуру, близкую к недендритной (размер зерна 89 мкм) при введении 0,055 % Ti. 

Таблица 7

Влияние комплексного модифицирования на структуру

слитков алюминия марки А7

Технологический вариант

Концентрация Ti, %

Размер зерна, мкм

Тип структуры

Общее количество

Введенное прутком

Контрольный

0,02

-

500

Крупная

дендритная

УЗО расплава в потоке

0,02

-

254

Крупная дендритная

УЗО расплава в потоке с введением прутка в тигель

0,07

0,05

120

Мелкая дендритная

УЗО расплава в потоке с введением прутка в желоб

0,075

0,055

89

Близкая к недендритной

Положительное влияние комплексного модифицирования чистого алюминия было проверено при использовании лигатурного прутка системы Al-Ti-C собственного производства. Модифицированию подвергался расплав алюминия марки А99. В табл. 8 представлены результаты проверки эффективности такого модифицирования потока расплава.

Таблица 8

Влияние комплексного модифицирования на эффективность модифицирования зеренной структуры слитков диаметром 40 мм алюминия А99

Состав лигатуры

Без УЗО потока расплава в изложницу

УЗО потока расплава в изложницу

Концентрация, %

Dзерна, мкм

Концентрация, %

Dзерна, мкм

Ti (хим. анализ)

С (расчет)

Ti (хим. анализ)

С (расчет)

Исходный

-

-

>2000

-

-

-

Al-0,6%Ti

-

-

-

0,07

-

340

Al-3%Ti-0,2%C

0,1

0,006

380

0,09

0,006

290

Al-1,4%Ti-0,15%C

0,11

0,01

165

0,09

0,01

130

Модифицирование сплава типа В65

Учитывая интерес производства к улучшению качества заклепочной проволоки, проводили эксперименты по модифицированию сплава типа В65.

Результаты исследований по влиянию технологии обработки расплава на структуру слитков сплава типа В65 представлены в табл. 9. Исследование структуры слитков показало, что в отсутствие УЗО расплава повышение содержания титана до 0,06 % измельчает дендритную структуру с 500 до 265 мкм. Дополнительное введение кавитационной обработки потока расплава еще больше измельчает зерно (195 мкм).  Введение же частиц диборидов титана из лигатурного прутка состава Al-5 % Ti-1 % B без применения УЗО снижает величину дендритного зерна до 129 мкм.

Применение УЗО потока  расплава и  введение в зону кавитации до 0,12 % Ti (0,018 % B) позволяет качественно изменить структуру слитка с формированием недендритного зерна размером 65 мкм. Введение меньшей концентрации боридов титана (0,09 % Ti) измельчает размер зерна до 70 мкм, формируя структуру, близкую к недендритной.

Модифицирование сплава типа В95

Результаты исследования зеренной структуры слитков сплава типа В95 представлены в табл. 10. 

Из анализа полученных результатов можно видеть, что  характер изменения  зеренной  структуры  аналогичен изменению структуры для сплава В65.  При введении  дополнительных  центров зарождения  из прутка Al-5 % Ti-1 % B и в отсутствие кавитации величина размера зерна снижается до 120-130 мкм. Воздействие кавитации без введения таких центров понижает размер зерна на ~25 %, а при введении частиц диборидов титана из лигатурного прутка в поток расплава размер зерна продолжает снижаться, достигая размера равного размеру дендритного параметра, формируя практически недендритную структуру.

Таблица 9

Влияние комплексного модифицирования на структуру слитков сплава типа В65

УЗО

Место

введения

прутка

Концентрация Ti (В), %

Средний размер зерна, мкм

Тип структуры

общее количество

введенное прутком

-

-

0,03

-

500

Крупная

дендритная

-

-

0,06

-

265

Крупная

дендритная

+

-

0,06

-

195

Крупная

дендритная

-

тигель

0,11

0,08 (0,016)

135 

Мелкая дендритная

-

тигель

0,13

0,1 (0,02)

129 

Мелкая дендритная

+

тигель

0,07

0,01 (0,0018)

155

Крупная

дендритная

+

тигель

0,08

0,02 (0,0034)

125

Мелкая дендритная

+

тигель

0,13

0,07 (0,031)

90

Мелкая дендритная

+

тигель

0,11

0,08 (0,016)

100

Мелкая дендритная

+

желоб

0,12

0,09 (0,018)

70

Близкая к недендритной

+

желоб

0,15

0,12 (0,024)

65*

Недендритная

  * Недендритное зерно.        

Таблица 10

Влияние условий кавитационной обработки и содержания титана на размер зерна в  слитках сплава типа В95

Наличие кавитационной обработки

Титан, введенный из лигатурного прутка, %, место введения

Общее содержание титана, %

Размер зерна, мкм

-

-

<0,02

650

+

-

<0,02

495

+

0,01 в тигель

<0,02

88

-

0,01 в тигель

<0,02

138

+

0,1 в поток

0,095

50

+

0,1 в поток

0,1

44*

-

0,1 в тигель

0,095

122

-

0,15 в тигель

0,15

126

* Недендритное зерно.

Таким образом, эксперименты, проведенные при литье лабораторных слитков, показали, что комплексное модифицирование потока расплава позволяет существенно измельчить структуру, вплоть до достижения предельного измельчения. 

Модифицирование сплава типа 1960 прутком состава Al-Ti-B

Известно, что высокая склонность к образованию горячих трещин при литье, повышенная чувствительность к содержанию водорода при горячей деформации значительно затрудняют процессы литья и деформации сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu-Zr. Для нивелирования этих негативных явлений необходимо добиться значительного измельчения зеренной структуры слитков, вплоть до недендритной, и ее однородности по всему объему.

В работе отливали слитки диаметром 40 мм сплава типа 1960 (в составе сплава отсутствовал цирконий). Для устойчивой реализации предельного измельчения зеренной структуры  также исследовали контрольный сплав указанного состава, но с 0,24 % Zr. 

Результаты влияния УЗО потока расплава в зависимости от содержания в расплаве Ti (B), вводимого  в  расплав  из  модифицирующего прутка состава Al-5%Ti-1%B,  приведены на рис. 13 и в табл.11.

Характерные микроструктуры представлены на рис. 14. Анализ полученных результатов показывает, что одна ультразвуковая обработка снижает размер зерна в два раза (с 880 до 420 мкм) (рис.14 а, б), что связано, в основном, с активацией несмачиваемых примесей. Такая же закономерность наблюдается и на контрольном слитке с 0,24 % Zr (рис.14 в, г). Введение дисперсных  частиц TiB2 в потоке с применением кавитационной обработки устойчиво снижает размер зерна, и характер зеренной структуры становится недендритной. Тогда как введение частиц TiB2 без применения ультразвуковой обработки снижает размер зерна только до определенного уровня, и структура остается дендритной. Таким образом, при добавлении лигатурного прутка в расплав из расчета 0,09 % Ti (0,018 % B) без воздействия  на него кавитационной обработки размер дендритного зерна снижается до 120-100 мкм  и затем практически не меняется, несмотря на увеличение количества вводимой лигатуры до 0,19 % по титану (0,038 % B).

Таблица 11

Влияние УЗО потока расплава на пути в изложницу и концентрации вводимого в расплав титана из прутка на зеренную структуру сплава типа 1960

Литье без УЗО

Литье с УЗО

один источник

два источника

% Ti, введеного прутком

Dзерна

% Ti, введеного прутком

Dзерна

% Ti, введеного прутком

Dзерна

-

880

-

420

-

360

0,07

240

0,035

105

0,013

110

0,09

130

0,06

70

0,08

45*

0,12

122

0,08

60

0,09

45*

0,19

100

0,09

52*

-

-

-

-

0,11

45*

-

-

-

-

0,12

45*

-

-

  -**

95

-

-

-

-

0,06**

125

-

-

-

-

0,12**

100

-

-

-

-

* Недендритное зерно;

** В шихте сплава концентрация циркония повышена с 0,01 до 0,24 %.

 

Использование кавитационной обработки потока расплава одновременно с введением в расплав прутка позволяет уменьшить размер дендритного зерна до  величины 60-70 мкм уже при добавлении прутковой лигатуры из расчета всего 0,03 % Ti (0,006 % В). Повышение содержания в сплаве титана до 0,09 % (0,018 % B) за счет введения лигатурного прутка делает зерно  недендритным, его размер снижается до  50 мкм, а при содержании в сплаве введенного титана 0,11 % (0,022 % В) - до 45 мкм. 

На образцах сплава 1960 без кавитационной обработки и модифицированных прутком Al-5 % Ti-1 % B с применением кавитационной обработки (рис. 15) наблюдается изменение морфологии эвтектики.

В слитках с недендритной структурой вся эвтектика образует почти непрерывные прослойки по границам зерен (рис. 15 б). Изолированные эвтектические включения встречаются изредка. При дендритной структуре картина принципиально иная (рис. 15 а). Эвтектические прослойки по границам дендритных ячеек прерывистые, и в сечении шлифа выявляется большое количество эвтектики округлой формы.

Такое морфологическое отличие в форме выделений эвтектики в структуре объясняется различной последовательностью кристаллизации эвтектики в сравниваемых способах литья слитков. В случае дендритной кристаллизации крупных зерен выделение эвтектики сначала происходит в отдельных изолированных объемах между ветвями дендритов с образованием прерывистых эвтектических прослоек, а затем какое-то количество эвтектики кристаллизуется на межзеренной поверхности. В случае недендритной кристаллизации эвтектика сразу выделяется на межзеренной поверхности, образуя сплошную прослойку.

 

При одинаковом объеме недендритного зерна и объема одной дендритной ячейки (в случае дендритной кристаллизации) распределение одинакового объемного количества эвтектики по всей поверхности недендритных зерен приводит к получению меньшей толщины колоний эвтектики, чем на поверхности ветвей дендритов.

Также интерес представляет изучение  воздействия одновременно двух источников ультразвука, когда первый источник служит для активации центров зарождения зерен и раздробления коагулянтов диборидов титана, вносимых в расплав лигатурным прутком, а второй – для усиления воздействия потенциальных центров зарождения. Полученные результаты в сравнении с данными по модифицированию одним излучателем, также представлены на диаграмме (см. рис. 13). Анализ полученных данных показал, что воздействие на расплав дополнительного источника ультразвука позволило уже при введении 0,013 %  титана (0,0026 % В) измельчить зерно исследуемого сплава до 110 мкм, недендритная структура с размером зерна около 45 мкм формируется при добавлении всего 0,07-0,08 % Ti (0,014-0,016 % В) из лигатурного прутка.

Таким образом, было показано, что применение двойной кавитационной обработки по сравнению с использованием только одного источника, позволяет снизить эффективное содержание титана в сплаве с 0,11 (0,022 % В) до 0,08 % (0,016 % В) и соответственно уменьшить расход лигатурного прутка на ~ 30 %.

Модифицирование сплава типа 1960 прутком состава Al-Zr

Как было сказано выше, формирование недендритной структуры в цирконийсодержащих сплавах связано с определенными ограничениями, в том числе с опасностью образования первичных частиц интерметаллидов Al3Zr, нежелательностью применения лигатуры Al-Ti-B для ответственных изделий из-за присутствия твердых частиц диборидов титана, даже размером менее 2 мкм. Поэтому было изучено формирование предельно измельченной структуры в сплаве 1960 при внепечном модифицировании с использованием лигатурного прутка состава Al-Zr.

Результаты измельчения зеренной структуры приведены на рис 16, 17, 18 и в табл. 12. 

Таблица 12

Размер зерна в слитках сплава типа 1960 (Dисх. зерна = 880 мкм) в зависимости от общего содержания циркония, добавленного лигатурным прутком, и кавитационной обработки (УЗО)

УЗО

без прутка

УЗО

+  0,01%Zr

УЗО

+  0,02%Zr

УЗО

+  0,03%Zr

УЗО (2источника)

+  0,01%Zr

Zr, %

Dзерна, мкм

Zr, %

Dзерна,  мкм

Zr, %

Dзерна, мкм

Zr, %

Dзерна, мкм

Zr, %

Dзерна, мкм

0

420

0

420

0

420

0

420

0

360

0,06

380

0,07

270

0,11

187

0,1

135

0,07

230

0,08

360

0,08

260

0,14

75

0,16

91

0,11

189

0,12

200

0,11

205

0,15

70*

0,19

65*

0,15

75

0,15

130

0,14

118

-

-

-

-

-

-

0,24

50*

0,15

108

-

-

УЗО+0,04%Zr

-

-

-

-

-

-

-

-

0,14

126

-

-

* Недендритное зерно.

Из анализа результатов следует, что даже простое применение кавитационной  обработки  потока  расплава за счет активации частиц примесей без введения модифицирующего прутка способствует измельчению дендритного зерна. 

Также необходимо отметить, что  увеличение содержания циркония в сплаве без кавитационной обработки приводит к аномальному росту зерна в определенном интервале концентраций (0,1 0,12 %). И это наблюдается как при введении циркония полностью в шихту, так и при микролегировании из прутка, что подтверждает выводы о наличие немонотонной зависимости размера зерна от количества циркония в сплаве в области характерных точек диаграммы Al-Zr, сделанные в гл.2.

 

 

Из зависимостей, приведенных на рис. 17 и в табл. 12, хорошо видно, что на измельчение зерна  влияет количество циркония, дополнительно вводимого в расплав при внепечной обработке. Наибольший эффект измельчения достигается при введении 0,02 %  Zr при исходном его содержании в сплаве 0,12-0,13 %. Это подтверждают структуры на рис. 18,19.

Для повышения эффективности кавитационной обработки были проведены опыты по двойному воздействию на поток расплава за счет применения двух источников УЗО. В результате было определено, что обработка двумя источниками при дополнительном введении уже 0,01 % Zr  приводит к сопоставимым значениям по измельчению зерна, полученным ранее при  дополнительном введении 0,02% Zr и использовании одного источника. 

Исследование эвтектики показало, что, как и в случае сплава 1960 без циркония, имеет место изменение морфологии эвтектических прослоек.

Некоторые  слитки  были  подвергнуты гомогенизации по режиму 460 ± 10 0С – 24 часа с охлаждением на воздухе. Изучение величины зерна в слитках показало, что выдержка при температуре гомогенизации приводит к незначительному росту зерна, и для любого типа структуры такой рост составил не более 9-10 %, что свидетельствует о возможности сохранения эффекта измельчения  после последующих нагревов при деформации.

Модифицирование сплавов АД31

Сравнительный анализ комплексного внепечного модифицирования был проведен на сплаве 1960 и малолегированном сплаве АД31 (6063) с применением кавитационной обработки потока расплава и  стандартной прутковой лигатуры Al-5 % Ti-1 % B при литье слитков диаметром 60 мм в кокиль.

Результаты изменения структуры слитков диаметром 60 мм, отлитых по различным вариантам обработки расплава, приведены в табл. 13. Анализ  полученных результатов  показывает, что для сильно легированного сплава 1960 добавление даже тысячных процентов по титану лигатурного прутка позволяет достичь недендритной структуры. На рис. 20 представлена микроструктура сплава 1960 с дендритным и недендритным зерном. 

В исследованиях на сплаве АД31 было уточнено, что в отличие от сплава с цирконием (1960) для изменения структуры необходимо увеличить на порядок концентрацию вводимого из прутка титана, т.к. при активации процесса зародышеобразования за счет УЗО исключается механизм формирования зародышей в виде алюминида циркония.

Таблица 13

Влияние концентрации модификаторов (Zr, Ti) в базовом сплаве, кавитационной обработки и количества вводимого дополнительно титана из лигатурного прутка на зеренную структуру слитков

Сплав

Zr,% в базовом сплаве

Ti,% в базовом сплаве

УЗО потока расплава

Доп. введение Ti, %

Размер зерна, мкм

1960

0,10

0,03

-

-

190-200

+

0,001-0,005

30*

АД31

-

0,02

-

-

2500

+

-

1500

-

0,05

500

+

0,05

60*

* Недендритная структура.

По совокупности полученных лабораторных результатов на различных алюминиевых сплавах можно отметить, что существующая концепция формирования недендритной структуры, основанная на приложении акустической кавитации в жидкой ванне кристаллизующегося слитка, не всегда представляет возможным получить недендритное зерно в слитках непрерывного литья. Такая технология требует присутствия в составе сплава достаточного количества модификаторов зародышевого действия. Также большое затруднение вызывает реализация литья крупногабаритных слитков и многокристаллизаторного литья.

Поэтому в диссертационной работе были сформулированы основные положения новой концепции модифицирования, основанные на внепечной, комплексной обработке потока расплава по пути в кристаллизатор при непрерывном литье слитков алюминиевых сплавов и подана заявка на патент РФ № 2011136570 от 05.09.2011. 

Основные положения заключаются в следующем:

– ультразвуковое воздействие, приложенное к потоку расплава, создает в нем зону акустической кавитации, куда вводятся дополнительные модификаторы в виде лигатурных прутков;

– при этом в зоне кавитационной обработки потока расплава происходит разрушение зародышевых агломератов из дисперсных частиц типа TiB2 и TiC, и активация ультрамелких частиц интерметаллидов типа Al3Zr, Al3Ti и др., что повышает количество эффективных частиц, участвующих в процессе зернозарождения;

– дополнительный вклад в измельчение зерна привносит также активация нерастворимых частиц оксидов алюминия в кавитационном потоке за счет очистки поверхности до ювенильного состояния и последующего смачивания расплавом;

– совместное действие вышеуказанных факторов позволяет получить в слитках практически всех алюминиевых сплавов недендритную структуру независимо от  размеров слитка за счет создания избыточного количества центров кристаллизации непосредственно перед попаданием потока расплава в кристаллизатор.

4. Опытно-промышленные исследования и практическое использование комплексной внепечной обработки для измельчения структуры слитков алюминиевых сплавов в процессе непрерывного литья

Четвертая глава посвящена апробации новой концепции внепечного модифицирования при непрерывном литье в опытно-промышленных условиях. Были изучены условия получения недендритной структуры и оценено влияние такой структуры слитков алюминиевых сплавов различного состава на структуру и свойства деформированных полуфабрикатов. Как известно, в атомной, авиакосмической и автомобильной промышленности в изделиях нового поколения применяется широкий спектр алюминиевых сплавов: как от малолегированных (типа АВ (6007), АД31 (6063) и др.) до высоколегированных системы Al-Zn-Mg-Cu (типа 1973, 1960 и т.п.); заэвтектические силумины (01390, 01392, А390, А393 и др.), сплавы системы Al-Si-Mg (А356, А357 и др.) для проведения процесса твердо-жидкой деформации и системы Al-Mg-Cu (В65, Д18) для производства заклепочной проволоки.

Сплав типа АВ

В опытно-промышленных условиях сплав типа АВ отливали в кристаллизаторы диаметром 145 и 178 мм. В процессе литья слитков были применены две схемы литья с использованием соответственно одного и двух источников ультразвука, последовательно обрабатывающих поток расплава по пути в кристаллизатор.

Модифицирующий пруток применяли трех составов: Al-5 % Ti, Al-3 % Ti-1 % B и Al-5 % Ti-1 % B. В табл. 14  и 15 представлены параметры литья слитков и варианты введения модифицирующего прутка и кавитационной обработки.

Таблица 14

Параметры литья, тип модифицирующего прутка и условия ультразвуковой обработки в опытных плавках

Номер

плавки

Диаметр слитка,мм/ скорость литья,мм/мин

Температура

литья,

0С

Температура расплава в желобе,0С

Состав прутка

Число источников

УЗО

1

145/120

710

670

Al-5%Ti,

Al-5%Ti-1%B

1

2

178/110

730

680

Al-5%Ti-1%B

1

3

178/100

750

690

Al-5%Ti-1%B

2

4

178/100

770

750

Al-3%Ti-1%B

2

Таблица 15

Варианты введения модифицирующих прутков в опытных плавках

Номер плавки

Тип прутка

Способ подачи

Концентр. Ti,%

Примечание

1-1

Al-5%Ti

В летку

0,03 и 0,05

Последующая УЗО

1-2

Al-5%Ti-1%B

В летку

Под излучатель УЗ

0,03

0,03

Последующая УЗО 1источник УЗО

2

Al-5%Ti-1%B

Под излучатель УЗ

0,03

1 источник УЗО

3

Al-5%Ti-1%B

Под первый излучатель УЗ

0,03

2 источника УЗО

4

Al-3%Ti-1%B

Так же

0,02 и 0,03

2 источника УЗО

Принципиальная схема литья и рабочий момент представлены на рис. 21. Такая же схема (только с одним источником ультразвука) была использована и при всех дальнейших опытно-промышленных плавках.

Результаты исследования структуры представлены на рис.22 и в табл. 16. Анализ результатов показывает возможность получения недендритной структуры практически во всех исследуемых плавках. Однако следует обратить внимание на отличие в характере структуры плавки №4. Так, например, в плавках №2 и №3 величина размера зерна составляла 5055 мкм (недендритная структура), а в плавке №4 - 90 мкм (структура полностью дендритная).

Поэтому необходимо обратить внимание на недопустимость температуры перегрева расплава, особенно в желобе (см. табл. 14).  При перегреве эффективность измельчения за счет кавитационной обработки резко снижается.

                                                                                                                                                       

Таблица 16

Влияние режимов литья, модифицирования и кавитационной обработки на степень измельчения литого зерна

Номер

плавки

слитка, мм

Тип прутка

Конц. Zr

в сплаве, %

Доп.конц. Ti,%

УЗО, 1источник

УЗО, 2источника

Размер зерна, мкм

1-1

145

Al-5Ti

0,15

0,03

+

-

210

0,05

+

-

190

1-2

Al-5Ti-1B

0,15

0,03

+

-

60*

0,03

+

-

50*

2

178

Al-5Ti-1B

0,15

-

-

-

210

-

+

-

200

0,03

-

-

55**

0,03

+

-

50*

3

Al-5Ti-1B

0,13

-

-

-

250

-

+

-

210

0,03

+

+

55**

4

Al-3Ti-1B

0,15

-

+

+

300

0,02

+

-

120

0,02

+

+

100

0,03

+

-

90

* Недендритная структура

** Структура, близкая к недендритной

Таблица 17

Влияние температуры расплава при комплексном модифицировании на структуру быстрозакристаллизованных (vохл ~102 град/с) слитков расплава

до и после обработки

Номер плавки

Температура потока расплава, 0С

Концентрация вводимого титана, %

Размер зерна, мкм (до УЗО)

Размер зерна, мкм (после УЗО)

3

690

0,03

750

75

4

750

0,03

750

600

Для подтверждения такого влияния перегрева был проведен отдельный эксперимент.

Эксперимент заключался в следующем: при литье слитков в промышленных условиях с кавитационной обработкой потока расплава отбирали по две пробы расплава – до обработки и после. Пробы отбирали в маленький графитовый тигель, в котором расплав быстро кристаллизовался. Различие в технологии эксперимента состояло только в температуре расплава в желобе при введении лигатурного прутка под излучатель – соответственно 690 и 750 0С. Результаты исследований представлены в табл. 17.

Из этих результатов следует, что перегрев потока расплава, даже при введении в него дополнительных зародышей кристаллизации, не позволяет измельчить структуру слитка из-за снижения активности кавитации вследствие перегрева ультразвукового инструмента.

Таким образом, при определенных условиях процесса литья (концентрация циркония и титана, температура литья, наличие кавитационной обработки потока расплава и способ введения лигатурного прутка) может быть получена недендритная структура.

Оптимальное измельчение структуры слитка типа АВ достигается при:

– кавитационной обработке частотой 18-21 кГц с мощностью 4 кВт и амплитудой 16-18 мкм;

– суммарном содержании Zr и Ti равным 0,16 0,18 %, и концентрации Zr в сплаве около 0,13 0,15 %;

– концентрации вводимого титана в присутствии бора в область кавитации не ниже 0,03 %;

– температуре литья не выше 750 0С и снижении температуры в потоке расплава в зоне кавитационной обработки и введения лигатурного прутка до 675-725 0С.

Сплав В65

Опытно-промышленное освоение новой технологии проводили на серийном сплаве В65. Сплав отливали в кристаллизатор диаметром 136 мм.

Литье слитков сплава В65 проводили по следующим режимам: температура литья  705710 0С (без применения внепечного модифицирования) и 7207250С (с использованием комплексного внепечного модифицирования). Скорость литья составляла 115 мм/мин. Пруток из сплава системы Al-Ti-B вводили из расчета добавления в расплав 0,005-0,02 % Ti, а пруток из сплава системы Al-Ti – из расчета добавления в расплав 0,01-0,02 % Ti.

Кавитационная обработка потока расплава осуществлялась на частоте 17,5 кГц и мощности 4,5 кВт с амплитудой смещения 15-17 мкм.

Полученные слитки гомогенизировали по режиму: 490 0С – 12 ч.

Определено, что кавитационная обработка потока расплава позволяет снизить содержание водорода в слитках сплава В65 на 0,01-0,03 см3/100 г (от 7 до 25 %).

Микроструктура слитков отлитых по стандартной технологии и с применением внепечного комплексного модифицирования, показана на рис. 23.

Средний размер дендритного зерна составил 300-330 мкм, тогда как величина недендритного зерна равнялась 45-60 мкм. В слитках с дендритной структурой, по сечению слитка, была отмечена ликвация меди и магния, чего не наблюдалось в слитках с недендритной структурой.

Изучение механических свойств слитка показало существенную разницу в пластических характеристиках центра слитка и на периферии в случае дендритного зерна. Так, относительное удлинение при комнатной температуре  составило 19,7 %  в центре и 8,1 % на периферии, а сужение 27,4 и 12,4 % соответственно. Тогда как при внепечном модифицировании лигатурным прутком состава Al-5 % Ti-1 % B в зоне кавитации (дополнительное введение диборидов титана из расчета 0,01 % Ti) относительное удлинение составило 22,8 и 17,9 %, а сужение  28,7 и 26,2 %. При испытаниях при температуре 4000С относительное удлинение образцов из слитка с недендритной структурой оказалось выше на 1015%, чем в слитках с дендритной структурой.

На рис. 24 показан внешний вид образцов с периферии  слитка после испытаний. 

Хорошо видно, что поверхность образца из слитка, отлитого по стандартной технологии, покрыта поперечными трещинами. Тогда как поверхность образца из слитка, отлитого с применением внепечной, комплексной обработкой – гладкая и без трещин.

Такой характер разрушения образцов свидетельствует о низкой пластичности периферии слитка и склонности к разрушению при горячей прокатке из-за их более грубой микроструктуры.

Слитки с дендритной и недендритной структурой были прокатаны на пруток диаметром 8 мм, а затем проволочены на проволоку диаметром 4 мм.

Размеры зерен в проволоке, полученной из слитков, отлитых по различным технологиям, из-за высоких степеней деформации и прошедших процессов рекристаллизации практически сравнялись (стандартная технология литья - 25 мкм, комплексное модифицирование – 23 мкм).

Свойства проволоки после термообработки по режиму: закалка 530 0С – 45 мин – вода  +  старение 75 0С – 24 часа – воздух;  из слитков, полученных с применением комплексного модифицирования, показали высокий уровень прочностных свойств при сохранении пластичности. Так, временное сопротивление составило 415 ± 6 МПа, относительное удлинение 24 ± 2,5 %, а сопротивление срезу 262 ± 0,5 МПа (свойства без комплексного модифицирования: в = 388 ± 8 МПа, = 24 ± 1 %, ср = 252 ± 1,5 МПа).

Таким образом, применение комплексной, внепечной обработки обеспечивает снижение содержания водорода и предельно измельчает структуру литого металла, что приводит к повышению технологической пластичности при горячей прокатке и снижению брака.

Сплавы 1973 и 1960

Опытно-промышленные плавки с внепечным, комплексным модифицированием при непрерывном литье слитков  диаметром 145, 178, 200 и 285 мм сплавов типа 1973 и 1960 проводили по аналогичным технологическим режимам. В качестве модифицирующего прутка применяли стандартный пруток состава Al-5 % Ti-1 % B. Итоговые результаты изменения структуры слитков приведены в табл. 18 и 19.

Таблица 18

Влияние концентрации Zr и Ti в базовом сплаве, кавитационной обработки и количества дополнительно вводимого титана из лигатурного прутка на зеренную структуру слитков 145 и 178 мм

Сплав

Диаметр слитка,мм

Zr,% в базовом сплаве

Ti,% в базовом сплаве

УЗО потока расплава

Доп. введение Ti, %

Размер зерна, мкм

1973

178

0,10

0,01

-

-

500-600

178

0,10

0,01

+

0,01

40-50*

1960

145

0,15

0.03

-

-

500

145

0,15

0,03

+

0,01

35-40*

  * Недендритная структура.

Таблица 19

Размеры зерна и дендритного параметра слитков 200 и 285 мм в зависимости от приложения кавитационного воздействия

Сплав

Диаметр

кристаллизатора, мм

Условия литья

Размер зерна, мкм

Размер дендритного параметра, мкм

1960

285

с УЗО

50-70*

-

без УЗО

1000 и более

50-70

1973

200

с УЗО

50*

-

без УЗО

400

50-70

без УЗО

2000

50-70

*Недендритная структура.

Из  результатов видно, что новая технология комплексного внепечного модифицирования (введение лигатурного прутка в зону кавитации) и в данном случае обеспечивает формирование недендритного зерна, причем в слитках различного диаметра. 

Твердо-жидкое деформирование

Для изучения преимущества слитков с недендритной структурой, отлитых с применением комплексного, внепечного модифицирования, были проведены исследования по штамповке в твердо-жидком (тиксотропном) состоянии слитков высокопрочного  сплава 1973 и спрогнозировано с использованием методов математического моделирования поведение сплавов (типа 1973 и АВ) с недендритной структурой в процессе деформирования. Выявлено, что деформирование в твердо - жидком состоянии сплава 1973 с недендритной структурой весьма облегчено, поскольку глобулярные (недендритные) зерна легко перемещаются, разделенные жидкой прослойкой, позволяя материалу заполнять пресс-форму при относительно малых усилиях.

Деформирование в изотермических условиях 

На рис. 25 приведены  микроструктуры слитков сплава 1973 с различным размером зерна. Разработанная методика штамповки заключалось в следующем: литую заготовку диаметром 32 мм и высотой 30 мм с известным типом структуры нагревали в отдельной электропечи и затем быстро переносили в специально изготовленный штамп (типа «крышка»), установленный в печи электрогидравлической испытательной машины ЭИ-100, и проводили штамповку при заданной температуре (рис. 26).

Затем, не снимая нагрузки,  штамповку охлаждали в контролируемых условиях до температуры солидуса  и вынимали из штампа. Температуру деформации выбирали так, чтобы количество жидкой фазы в образце не превышало 50 %, т.к. в противном случае возможно выдавливание жидкости. Скорость деформирования не превышала 0,1 мм/с. Заготовки перед штамповкой нагревали до температур 560 – 610 0С. Температура штампа и пресс-шайбы соответствовала 350 0С, а время деформации не превышало 1 с.

На рис. 27 представлены результаты деформирования при различных скоростях  литых заготовок сплава 1973 с недендритной и дендритной структурой при 590 0С. Видно, что отсутствие повышения усилий штамповки имеет место только в случае недендритной структуры, и при этом усилие практически не зависит от скорости штамповки (Dзерна = 50 мкм).

Структуру штамповки изучали в наиболее характерных местах штампованных образцов: в больших и малых  “кольцевых” приливах (точки 3, 4), в середине штамповки (точка 1) и на периферии (точка 2) (см. рис.26).

Анализ структуры опытных образцов дает возможность оценить, как при выдержках в интервале температур 560-600 0С (8-25 % жидкой фазы) в деформированном материале в зависимости от типа исходной литой структуры происходит формирование последующей структуры штамповки.

Дендритная структура. В процессе выдержки при температуре деформирования величина дендритного параметра возрастает, а размер зерна не изменяется.  При  деформировании в твердо-жидком состоянии и последующем охлаждении наблюдаются зоны с весьма мелкой недендритной структурой, что, вероятно, можно связать с процессами динамической рекристаллизации.

Недендритная структура. Размер недендритного зерна в процессе выдержки при температурах 560-600 0С слегка увеличивается с 50 до 70 мкм. Аналогичные результаты дает и выдержка при повышенной температуре деформирования (615-620 0С). Конечная структура достаточно равномерная.

Деформирование в реальных температурных условиях

Далее в работе были проведены эксперименты по деформированию литой заготовки со структурой, состоящей из недендритных зерен,  в реальных температурных условиях, т.е. в неизотермических условиях.

Изучение структуры образцов после штамповки (рис.28) показало, что средняя часть штамповки (точка 1) состоит из слабодеформированных зерен, на периферии зерна практически недеформированные (точка 2), а вокруг них сосредоточена эвтектическая составляющая. В районе большого и малого «прилива» (точки 3 и 4) зерна также литые, но эвтектическая составляющая более тонкая по сравнению с периферийными участками. Величина недендритного зерна после всех нагревов несколько увеличивалась и составляла около 70 мкм. Следует отметить, что никаких протяженных трещин внутри штамповок не обнаружено.

Также был оценен уровень механических свойств образцов из штамповки (табл.20) после полного цикла термической обработки.

Оказалось, что предел прочности, предел текучести и удлинение после твердо-жидкого деформирования не уступают аналогичным свойствам изделий после стандартной штамповки в твердо-жидком состоянии при температуре 420 0С, а деформирование заготовок с недендритной структурой позволяет повысить свойства по сравнению с заготовками с дендритной структурой. Поэтому получение в заготовках недендритной структуры для деформирования в твердо-жидкой области является перспективным направлением. 

 

Таблица 20

Влияние типа структуры и температуры на механические свойства деформированных слитков сплава 1973

Характер структуры

Температура деформации, 0С

Механические свойства

Предел прочности, МПа

Удлинение, %

Дендритная

420

660

7,0

Дендритная

570

650

7,8

Недендритная

671

10,9

Математическое моделирование

Для определения необходимых режимов деформирования было проведено математическое моделирование такого процесса для сплавов типа 1973 и АВ.

На первом этапе был произведен выбор реологической модели. Чтобы получить достаточно надежные результаты для определения сопротивления деформации была использована методика экстраполяции, предложенная Хойсеном. Сущность этой методики заключается в том, что в области твердого деформирования проводятся параллельные испытания на осадку и внедрении индентора. По результатам испытаний рассчитывается коэффициент подобия, как отношение соответствующих напряжений. Затем в области твердо-жидкой деформации проводят только испытания на внедрения индентора и проводят экстраполяцию данных для осадки путем перерасчета соответствующих значений сопротивления деформации. Было определено, что сопротивление деформации для обоих сплавов, главным образом, зависит от температуры. Влияние скорости деформации и накопленной деформации на сопротивление деформации незначительно.

  На втором этапе на основании полученных зависимостей сопротивления деформации от температуры, скорости и степени деформации, а также от теплофизических констант исследуемого материала проводили численное моделировании (по программе Q Form в рамках вязко-пластической модели) процесса штамповки типа «крышка» для сплава 1973.

Из полученных расчетных данных следует, что штамповку в твердо – жидком состоянии высокопрочного сплава типа 1973 с недендритной структурой следует производить в диапазоне температур, соответствующих 18-40 % доли жидкой фазы, при скоростях деформации больших 1 с-1 и при разнице температур в различных точках заготовки не более 810 0С.

Также было определено, что средние напряжения по сечению штамповки – сжимающие во всем объеме изделия, и изменяются от -110 МПа в центральной части до - 10 -50 МПа на периферии. Распределение средних напряжений существенно изменяется в промежуточной стадии процесса штамповки, при этом на боковой поверхности средние напряжения меняют свой знак и становятся растягивающими (максимальное значение 5МПа), что ниже сопротивления деформации данного материала при заданной температуре и скорости деформации (14 МПа). Поэтому необходимо минимизировать в процессе твердо-жидкого деформирования стадию деформирования со свободной боковой поверхностью.

На третьем этапе проводили численное моделирование штамповки (деталей типа «стакан» и  «колесо») из сплава типа АВ в рамках вязко-пластической модели.

Для детали типа «стакан» были проведены три варианта компьютерного моделирования процесса штамповки, из них по двум вариантам процесс деформирования осуществляли за один переход, а в третьем варианте – за два перехода.

Однопереходные варианты, хотя и показали некоторое снижение растягивающих напряжений, но оно было не настолько существенным, чтобы гарантировать в процессе твердо-жидкого деформирования отсутствие трещин на свободной поверхности штамповки.

Моделирование по третьему варианту, процесс штамповки осуществляли в два перехода: первый переход – свободная осадка заготовки до 60 % величины суммарных деформаций при температурах, соответствующих традиционной технологии (деформация осуществляется в твердом состоянии); второй переход – штамповка осаженной заготовки в условиях твердо-жидкого деформирования, позволила минимизировать стадию деформирования со свободной боковой поверхностью. Рассчитанные максимальные значения растягивающих напряжений в условиях твердо-жидкой деформации составляют 13,07 МПа. Распределение температуры в конце процесса штамповки показывает некоторое остывание по внешнему периметру изделия в областях  близких к  поверхности  штампа, при этом  Тмакс.- Тмин.=25,3 0С.

Для детали типа «колесо» моделирование проводили аналогично третьему варианту для детали типа «стакан». Режимы деформирования в данном случае обеспечивают максимальные растягивающие напряжения в промежуточной стадии второго прохода в условиях твердо - жидкой деформации, равные 19,56 МПа. Распределение температуры  в конце процесса штамповки  выявляет остывание изделия по внешнему периметру в областях, близких к поверхности штампа, при этом Тмакс.-Тмин.=27,4 0С.

На основании проведенных расчетов для получения штамповок типа «стакан» и «колесо»  из литых заготовок сплава типа АВ с недендритной структурой можно предложить  двухпереходную технологию:

первый проход – в условиях твердой деформации;

второй проход – в условиях твердо-жидкой деформации с объемной долей жидкой фазы от 15 %  до 30 %.

Заэвтектические силумины

Как было показано выше,  комплексное внепечное модифицирование за счет введения в поток расплава специальных добавок и кавитационной обработки позволяет измельчить кристаллы первичного кремния и других избыточных фаз в заэвтектических силуминах. 

На рис. 29а показана типичная микроструктура немодифицированного заэвтектического силумина с включениями первичных кристаллов кремния размером 100-200 мкм. Причем очень часто кристаллы первичного кремния располагаются неравномерно в виде скоплений или цепочкой, что крайне негативно влияет на эксплуатационные характеристики поршней для двигателей.

 

Модифицирование фосфором позволяет существенно уменьшить размер первичных кристаллов кремния,  однако строчечность в их распределении, как правило, сохраняется. Более равномерному распределению кристаллов кремния способствует, одновременно с модифицированием, ультразвуковая обработка расплава (рис. 29 б).

Таким образом, комплексная обработка расплава позволяет уменьшить размер первичных кристаллов кремния в среднем до 30 мкм и повысить равномерность их распределения.

На рис. 30 представлена диаграмма распределения первичных кристаллов кремния до и после применения УЗО. Хорошо видно, что размеры кристаллов снижаются более чем в 2 раза.

Деформирование слитков из заэвтектических силуминов

Чтобы поднять уровень механических и технологических свойств прутков из заэвтектического силумина (АК 18, 01392 и др.)  в технологическую цепочку изготовления деформированных изделий был включен процесс воздействия сдвиговых деформаций за счет применения поперечно-винтовой прокатки (ПВП).

На рис. 31 представлены микроструктуры заэвтектического силумина марки АК18 до и после ПВП.

Сравнение структур слитка ( 114 мм) и катаного прутка ( 14 мм) сплава 01392  показало, что происходит значительное (в 2 – 3 раза) измельчение кристаллов первичного кремния. Пластинчатые кристаллы кремния размером 3080 мкм становятся ограненными, размером 1020 мкм. Частицы эвтектического кремния измельчаются практически на порядок с заменой пластинчатого строения на глобулярное (с 10 до 1 мкм). 

Дополнительно, за счет ПВП происходит измельчение не только первичных кристаллов кремния, но также ПВП оказывает сильное влияние на структуру эвтектики – форму и размеры вторичных эвтектических кристаллов кремния и сложнолегированных фаз Al-Fe-Ni, от которых зависит жаропрочность силумина.

Из таких прутков методом изотермической штамповки при 450 0С были изготовлены  и  затем подвергнуты  термообработке опытные заготовки поршней по режиму Т6 (нагрев 500 ± 5 оС, 3 ч, закалка в воде и старение 170 ± 5 оС, 8 ч). Сравнительные результаты  исследований  слитков, прутков и штамповок приведены в табл. 21.

Таблица 21

Влияние условий горячей деформации на структуру и механические свойства (при комнатной температуре) заэвтектического силумина АК18

Вид заготовок

Состояние

Размеры (мкм) и форма структурных составляющих

Механические свойства

первичный кремний

кремний в эвтектики

в,

МПа

0,2, МПа

,

%

Слиток

После гомогенизации

50

8 (пластины)

160

-

3,7

Катаный пруток

После прокатки

20

1,0 (глобули)

180

-

4,0

После Т6

15

1,0(глобули)

330

-

2,0

Штампованная заготовка поршня (юбка)

После Т6

10

1,0(глобули)

345

337

1,7

-

-

312*

-

1,4*

* По литературным данным для штамповки из кованых заготовок сплава

с 20 % Si.

Установлено некоторое повышение прочности изделия практически без снижения пластичности. Таким образом, предлагаемая новая технология непрерывного литья слитков позволяет получать заготовки для производства штампованных изделий из заэвтектических силуминов.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ РАБОТЫ

1. Предложена и экспериментально подтверждена новая научная концепция предельного измельчения структуры слитков  алюминиевых сплавов. Она основана на комплексном воздействии акустической кавитации одновременно на разрушение агломератов вводимых активных дисперсных частиц зернозарождения, активацию ультрамелких частиц интерметаллидов и неметаллических частиц, присутствующих в расплаве. На способ внепечного модифицирования оформлена заявка на получение патента РФ.

2. Исследованы структуры и проведен фазовый анализ модельных сплавов систем Al-Cu-Zr, Al-Cu-Mg-Zr, Al-Cu-Mg-Zn-Zr и промышленного сплава типа 1973. Выявлены закономерности немонотонной  зависимости размера зерна от содержания циркония в сплаве с фиксированием точек экстремумов, которые не зависят от скорости охлаждения. Определено, что в исследуемых системах присутствуют области недендритной кристаллизации твердого раствора на основе алюминия.

3. Применение акустической кавитации и лигатурного прутка состава Al – Zr позволило впервые получить прессованный профиль из высоколегированного сплава 01959 из слитка, отлитого в кристаллизатор непрерывного литья диаметром 315 мм, с достижением уровня механических свойств, которые соответствуют техническим условиям прессованных профилей из гранул.

4. Проведено аналитическое исследование условий разрушения агломератов с введением в расплав частиц зарождения в поле акустической кавитации и экспериментально обнаружено, что кавитационное воздействие приводит к измельчению линейных размеров первичных интерметаллидов Al3Zr и Al3Ti, а также к частичному разрушению скоплений диборидов титана и карбида кремния.

5. Разработанная новая технологическая цепочка комплексного, внепечного модифицирования позволяет получать недендритную структуру с применением лигатурного прутка системы Al-Ti-B в слитках:

– малолегированных сплавов типа АД31 и АВ диаметром до 300 мм при дополнительным легировании Ti всего 0,03 0,05 %;

– высокопрочных сплавов типа 1960, 1973 и др. диаметром до 300 мм при экономном легировании диборидами титана ( 0,01 % Ti);

– заклепочного сплава В65 диаметром 134 мм при дополнительном легировании Ti 0,01 %.

6. Разработана технология изготовления лигатурных прутков системы Al-Zr из крупных гранул, что позволяет применять такой лигатурный материал для эффективного модифицирования структуры слитков цирконийсодержащих сплавов (1960, 1973 и др.) вместо нежелательного для ответственных изделий модификатора системы Al-Ti-B. Новая технология обеспечивает максимальное измельчение зеренной структуры слитков сплава типа 1960 при дополнительном введении всего 0,02 % Zr без образования первичных алюминидов циркония. На способ получения нового лигатурного материала оформлена заявка на патент РФ.

7. Определено, что при содержании от 18 до 40 % доли жидкой фазы для слитков высокопрочного сплава типа 1973 с недендритной структурой усилие деформирования при осадке в твердо-жидком состоянии снижается в два раза, в сравнении со слитками с дендритной структурой,  и это снижение практически не зависит от скорости деформации.

8. Разработан метод получения нового модификатора системы Al-Cu-P с применением кавитационной обработки для модифицирования термоупрочняемых заэвтектических силуминов, содержащих в своем составе медь. На способ получения заэвтектических силуминов получен патент РФ.

9. Разработана технологическая цепочка комплексного внепечного модифицирования с применением новых фосфорсодержащих  модификаторов и кавитационной обработки потока расплава, обеспечивающая значительное измельчение первичных кристаллов кремния в промышленных слитках заэвтектических силуминов и повышение технологической пластичности при литье и последующей деформации.

Основные положения диссертации изложены в следующих публикациях:

1. Бочвар, С.Г.  Изучение изменения дендритного параметра сплава системы Al-Cu в интервале кристаллизации / С.Г. Бочвар // ТЛС. – 1988. – №12. – С. 14-17.

2. Бочвар, С.Г. Структура и свойства заготовок из гранулируемых сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu, полученных компактированием гранул в твердо-жидком состоянии / С.Г. Бочвар, М.В. Самарина // ТЛС. – 1989. – №4. – С. 45-49.

3. Бочвар, С.Г. Закономерности изменения дендритного параметра и величины зерна модельных алюминиевых сплавов в зависимости от времени изотермической выдержки в интервале кристаллизации / С.Г. Бочвар // ТЛС. – 1992. – №7. – С.15-18.

4. Добаткин, В.И. Влияние изотермических выдержек в твердо-жидкой области на структуру алюминиевых сплавов / В.И. Добаткин, В.В. Белоцерковец, С.Г. Бочвар // Известия Академии наук. Металлы. – 1994. – №6. – С.32-39.

5. Бочвар, С.Г. Изотермические выдержки в жидко-твердой области алюминиево-циркониевых сплавов с первичной кристаллизацией интерметаллидов/ С.Г. Бочвар, В.В. Белоцерковец, В.И. Добаткин // ТЛС. – 1996. – №3. – С.41-45.

6.  Эскин, Г.И. Влияние структуры литой заготовки на процесс штамповки в твердо-жидком состоянии высокопрочных сплавов / Г.И. Эскин, С.Г. Бочвар, В.В. Белоцерковец // ТЛС. – 1998. – №3. – С.23-28.

7.Эскин, Г.И. Исследование технологии изготовления деформированных полуфабрикатов из заэвтектического силумина 01392 с использованием поперечно-винтовой прокатки / Г.И. Эскин, А.Е. Артес, Е.И. Панов, Л.Б. Бер, С.Г. Бочвар, В.И. Ялфимов, Т.В. Гуреева // ТЛС. – 2008. – №1. – С.83-89.

8. Конкевич, В.Ю. Высокоскоростная кристаллизация при литье – эффективный путь в производстве заэвтектических силуминов / В.Ю. Конкевич, Т.И. Лебедева, С.Г. Бочвар //  Цветные металлы. – 2008. – №1. – С.91-95.

9. Эскин, Г. И. Новое в технике ультразвуковой обработки расплава легких сплавов / Г.И. Эскин, А.А. Рухман, С.Г. Бочвар, В.И. Ялфимов, Д.В. Коновалов // Цветные металлы. – 2008. – №3. – С.105-110.

10. Эскин, Г.И. Влияние технологии литья и деформации на структуру и свойства термоупрочняемых заэвтектических силуминов / Г.И. Эскин, Е.И. Панов, Л.Б. Бер, Б.Н. Степанов, С.Г. Бочвар, В.И. Ялфимов  // Металлург. – 2008. – №7. – С.37-41.

11. Эскин, Г.И. К вопросу о формировании недендритной структуры в слитках алюминиевых сплавов / Г.И. Эскин, С.Г. Бочвар, В.И. Ялфимов // ТЛС. – 2010. – №1. – С.38-43.

12. Бочвар, С. Г. О новой концепции предельного измельчения структуры слитков алюминиевых сплавов в процессе непрерывного литья за счет внепечного модифицирования и акустической обработки потока расплава / С.Г. Бочвар // ТЛС. – 2011. – №1. – С.12-21.

13. Бочвар, С.Г. Акустическая кавитация – эффективный способ предельного измельчения зеренной структуры алюминиевых сплавов при внепечном модифицировании расплава / С.Г. Бочвар, Г.И. Эскин //  ТЛС. – 2012. – № 1. – (в печати).

14. Бочвар, С.Г. Пути  повышения качества литой заготовки для заклёпочной проволоки из сплава  В65 / С.Г. Бочвар, В.В. Телешов, Г.И. Эскин // ТЛС. – 2012. – № 1. – (в печати).

15. Конкевич В.Ю., Лебедева Т.И., Бочвар С.Г. Высокоскоростная кристаллизация при литье – эффективный путь в производстве заэвтектических силуминов // Материалы 1-й Международной Конференции и Выставки «Литье алюминия».  М. «Алюсил-МВиТ». 2007г.

16.  Бочвар С.Г., Тарарышкин В. И., Эскин Г. И., Ялфимов В.И. Новые тенденции в технике и технологии ультразвуковой обработки расплава алюминиевых сплавов // Тезисы докладов IV - Евразийской научно-практической конференции «ПРОСТ-2008». Москва. МИСиС. 2008. С.10.

17. Эскин Г.И., Бочвар С.Г., Ялфимов В.И. Влияние технологии литья и деформации на структуру и свойства деформированных полуфабрикатов из заэвтектических силуминов // Материалы Всероссийской научно-технической конференции - Новые материалы и технологии «НМТ-2008». Москва. МАТИ. 2008. Том 1. С.112-113.

18.  Эскин Г.И., Бочвар С.Г., Ялфимов В.И. Новые тенденции в технологии литья и деформации заэвтектических силуминов // Материалы 2-й Международной Конференции и Выставки «Литье алюминия». М. «Алюсил-МВиТ». 2009.

19. Патент РФ №2337166.  Способ получения заэвтектических силуминов/ Эскин Г.И., Бочвар С.Г., Ялфимов В.И., Шадаев Д.А. – Заявлено 20.12.2006. –  Опубл. 27.10. – 2008. –  Бюл. №30.

20.  Заявка № 2011105787/02.  Способ получения лигатурного материала для комплексного модифицирования структуры слитков из легких сплавов /Эскин Г.И., Бочвар С.Г., Ялфимов В.И., Конкевич В.Ю., Лебедева Т.И. – Заявлено 17.02.2011.

21. Заявка №2011136570/20. Способ внепечного модифицирования легких сплавов /Бочвар С.Г., Эскин Г.И., Ялфимов В.И. – Заявлено 05.09.2011.







© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.