ОГЛАВЛЕНИЕ

1. Введение
2. Литературный обзор по теме диплома
2.1. Сплавы системы Al – Si – Mg
2.2. Сплавы системы Al – Mg – Si
2.3. Жаропрочность поршневых литейных алюминиевых сплавов
2.3.1.Влияние легирующих элементов на жаропрочность поршневых сплавов
2.3.2. Жаропрочность высококремниевых легированных сплавов
2.4. Кратковременные испытания литейных алюминиевых сплавов приповышенных
температурах
2.4.1. Кратковременные испытания сплавов на растяжение по обычной методике
2.5. Диаграмма Al — Mg — Si
2.6. Быстрозакристаллизованные сплавы на основе алюминия и способы их получения
3. Экспериментальная часть
3.1Обоснование выбора сплавов для исследования
3.2. Исследование гранулированных сплавов
3.3. Коэффициент линейного расширения исследуемых сплавов
3.4.Выводы
4. Экономика
4.1. Технико - экономическое обоснование НИР
4.2. Организация и планирование НИР

4.3. Индивидуальное производственное задание на выполнение НИР
4.4. Составление сметы затрат на дипломную НИР
5. Промышленная экология и безопасность производства
5.1. Общий анализ условий труда при проведенииисследований
5.2. Разработка инженерных мероприятий по защите от ОПФ и ВПФ
5.3. Обеспечение пожарной безопасности при проведении исследований
5.4. Защита окружающей среды
6. Заключение
7. Литература

1.ВВЕДЕНИЕ

Приоритетные свойства материалов для поршней двигателей внутреннего сгорания и дизельных двигателей можно классифицировать следующим образом: низкий коэффициент линейного расширения, высокая прочность и жаропрочность, износостойкость и, соответственно, высокая технологичность и эффективность при производстве.
Очевидно, что особые эксплуатационные условия для двигателя современной гоночной машины предопределяют иной список приоритетов для поршневых материалов.
Целью данной исследовательской работы является разработка поршневого материала, имеющего особый комплекс свойств: низкая плотность, высокая жаропрочность и термостабильность, высокая теплопроводность и т.д.
Основными материалами, используемыми в двигателях Формулы-1, являются алюминиевые магниевые, титановые и стальные сплавы, хотя в отдельных случаях могут применяться и другие, например, керамика и углеволокно.
Алюминий - наиболее распространенный материал благодаря его жесткости. Поэтому из него делают главные элементы двигателя, например, головки цилиндров, блок цилиндров, поршни. Многие из этих компонентов производятся из специальных алюминиевых сплавов, например Metal Matrix Composite (MMC), который только начал появляться в Формуле-1. Дополнительным плюсом в использовании алюминия является его высокая теплопроводность. В результате этого тепло, создаваемое внутри двигателя, быстро отводится наружу и эффективно рассеивается.



Магний легче алюминия, но его жесткость ниже, так что он используется в таких частях как оболочки кулачков. Шатуны сделаны из титана. Хотя эти материалы тяжелее алюминия, но гораздо жестче. Из стали (в состав которой входят различные количества никеля и хрома) делают коленчатый вал, поскольку на этот узел воздействует огромная энергия, а значит, требуется высокий уровень прочности. Углеволокно (карбоновое волокно), широко применяемое при изготовлении шасси, в производстве двигателя почти не участвует. Но его все же можно увидеть например в качестве оболочки пружин. Низкий вес и изоляционные свойства керамики представляют широкий интерес для применения, однако недостаточная прочность пока ограничивают ее использование в двигателях Формулы-1. Некоторые производители применяют ее как покрытие впускных клапанов, чтобы предотвратить теплопередачу от выхлопных газов к головкам цилиндра. В некоторых командах из керамики сделаны выхлопные трубы. Сама система выхлопа сделана из инконеля, специального сплава никеля, цинка и хрома, который применяется в авиационных двигателях. Это очень тонкий и легкий металл, но выдерживающий высокие температуры, порядка 800-900 градусов. Он с легкостью выдерживает режимы быстрого нагрева и охлаждения, свойственные работе системы выхлопа болида Формулы-1.
В форсированных моторах применение кованых поршней если уж не обязательно, то во всяком случае желательно. Но прежде чем говорить об их преимуществах, внесем ясность в терминологию. Точное название процесса не ковка, а изотермическая штамповка, поскольку заготовку поршня получают из прутка выдавливанием без плавления – единственным ходом пресса при постоянной температуре 495±5°С.






Фотографии поршней гоночных болидов Formula–1 фирмы Mahle

По сравнению с литыми штампованные поршни легче и одновременно прочнее, их форма оптимальна для форсированных двигателей, склонность к прогоранию меньше. В подтверждение обратимся к цифрам. Твердость кованых поршней 120–130 ед. по Бриннелю против 80–90 ед. у обычных. Термоциклическая стойкость выше в 5–6 раз. Если литые до появления первых трещин выдерживают в среднем 400 испытательных циклов «нагрев–охлаждение», то штампованные – 2500.
В качестве предмета исследования в данной работе были выбраны сплавы на основе Al – Mg – Si, полученные методомвысокоскоростной кристаллизации (распыление из перфорированного стакана) в виде гранул.
2. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР ПО ТЕМЕ ДИПЛОМА

2.1 Сплавы системы Al — Si — Mg
Наиболее типичным сплавом силумин системы Al—Si—Mg, нашедшим широкое применение, является сплав АЛ9 (6—8% Si, 0,25— 0,4% Mg, остальное Al). Сплав АЛ9 применяется как в закаленном (Т4), так и в частично состаренном состоянии (Т5).
Сплав АЛ9 разработан в середине тридцатых годов. В основном он предназначен для литья тонкостенных и сложных по конфигурации деталей, несущих средние по величине нагрузки (детали карбюраторов, корпуса помп и различной аппаратуры).
К преимуществам сплава АЛ9 следует отнести:
а)хорошие литейные свойства (высокая жидкотекучесть, минимальная линейнаяусадка), близкиек свойствам сплава АЛ2, что позволяет получать тонкостенные отливки сложной конфигурации;
б)малую склонность к образованию горячих трещин;
в)сравнительно высокую прочность и удовлетворительную пластичность;
г)по сравнению со сплавом АЛ4 менее сложную технологию литья деталей: не требуется применение автоклава для кристаллизации под давлением; модифицирование обычно производится тройным стандартным модификатором, что экономичнее.
К недостаткам сплава АЛ9 относятся:
а)пониженная обрабатываемость резанием;
б)хотя с увеличением содержания магния прочность сплава повышается и обрабатываемость резанием улучшается, но пластичность сплава при этом понижается;
в)пониженная коррозионная стойкость к азотной кислоте;
г)пониженнаяжаропрочность,которуюможноповысить, увеличиваясодержаниекремнияимагния,атакжедополнительно легируя сплавмедью.
Основная упрочняющая фаза тройных сплавов — фаза Mg2Si, принадлежащая к дальтонидному типу с определенными химическим составом, свойствами и нормальной валентностью. Эта фаза имеет кубическую элементарную ячейку и не образует твердых растворов со своими компонентами, что характерно для ионных соединений в отличие от фаз бертоллидного типа (например, фазы Al3Mg.:).
Методом рентгеноструктурного анализа и металлографическими исследованиями процесса старения сплавов алюминия с кремнием
и магнием установлено, что процесс распада твердого раствора магния и кремния в алюминии осуществляется по следующей схеме:
1.ПоявляютсяЗГПвкристаллическойрешетке твердогораствора, т. е. происходит перегруппировка в направлении сближения атомовкремнияимагниядляобразованияметастабильнойфазы Mg2Si. Эти процессы идут медленно при комнатной температуре и интенсивно при повышенной. Такая перегруппировка атомов сопровождается сильным искажением кристаллической решетки, что является причиной упрочнения сплавов типа силумин при комнатной температуре и начального снижения жаропрочности при температурах старения (160—170 С и выше).
2.Образуются одномерные и двумерные зародыши метастабильной фазы Р' (Mg2Si), которая имеет гексагональную решетку. Считается, что формирование фазы Mg.2Si — основная причина упрочнения сплавов системы Al—Si—Mg, но с появлением стабильной фазы Mg,Si заметно снижается жаропрочность тройных сплавов. Это особенно проявляется при 170—180° С в течение 25-ч выдержки.
3.Образуется стабильная фаза Mg.2Si в закаленных сплавах типа силумин при 185—220° С в течение нескольких часов, а при 300о С — в течение 30 мин старения с резким снижением прочности сплава.
Применяя старение в интервале температур 180—225°С с малым временем выдержки, можно обеспечить сплаву АЛ9 высокую прочность и пониженную пластичность.
Жаропрочность этих сплавов можно значительно повысить двумя путями: упрочнить твердый раствор комплексным легированием и границы зерен устойчивыми фазами, кристаллизующимися в разветвленной форме; свободный (элементарный) кремний связать в устойчивые соединения (Al8Si8Mg3Fe, Al4Si2Fe, Al5SiFe и др.). При этом кремний не следует связывать в такие соединения, в которых второй компонент имеет повышенный коэффициент диффузии. Таким примером может служить фаза Mg2Si, которая является упрочняющей фазой; она содержится в структуре большинства сплавов типа силумин (АЛ4, АЛ9 и др.).
Фаза Ai2Si формируется через ряд фазовых превращений, сильно искажающих кристаллическую решетку матрицы, что обусловливает значительное упрочнение сплавов при комнатной температуре. Это достигается применением соответствующей термической обработки (закалки и старения). В тройных сплавах системы А1—Si—Mg были впервые обнаружены в алюминиевой матрице зоны, характеризующие стадии предвыделения. Авторы работ, пользуясь в своих исследованиях методом рентгеноструктурного анализа, в сплавах, состаренных при комнатной температуре, не могли обнаружить структуру зон, хотя механические свойства тронных сплавов повышались. Лишь только при температуре 150оС зоны скопления магния и кремния в матрице располагаются локально. С помощью вакансий (образовавшихся в процессе закалки) растворенные атомы вначале собираются в цепочки без какого-либо порядка, затем атомы легирующих элементов постепенно располагаются в определенном
порядке и параметр (4,04 А) образующейся цепочки становится таким же, как у элементарной ячейки матрицы.
При повышенных температурах ряды атомов легирующих компонентов создают строение областей, несколько отличное от строения матрицы. В этом случае фаза B” постепенно превращается в фазу B’. Атомная перестройка сопровождается большим искажением кристаллической решетки матрицы, что является причиной значительного повышения механических свойств сплавов типа силумин. Однако такое напряженное состояние кристаллической решетки способствует понижению жаропрочности сплавов. Это особенно убедительно проявляется в изменении структуры твердого раствора сплава типа АЛ9. И. Ф. Колобнев, Т. И. Решетник и В. К. Мостипан, исследуя тройные сплавы типа силумин электронномикроскопическим методом, показали, что при температуре старения 165о С процесс распада твердого раствора сплава типа АЛ9 (А1 + 8,9% Si + 0,46% Mg) протекает сравнительно быстро.
В процессе старения при температуре 135° С в течение 15 ч образовались скопления ультрадисперсных частиц элементарного кремния. Форма скоплений таких частиц кремния аналогична форме скоплений таких же частиц кремния, полученных в работе Н. Н. Буйнова при старении двойного сплава Al—Si. Кроме скоплений ультрадисперсных частиц кремния, в структуре твердого раствора имеются атомные скопления в виде круглых (белых) точек, очевидно ЗГП2, или, как во многих работах принято обозначать «фазу» B”. Такие продукты распада твердого раствора, образующиеся в виде цепочек, в сплавах системы Al—Si—Mg характерны для начальной стадии старения. Структура сплава АЛ9, состаренного при температуре 150° С в течение 15 ч, подтверждает это.
При более высоких температурах старения количество и величина ультрадисперсных частиц элементарного кремния, а также и белых точечных выделений сильно возрастают. Структура твердого раствора сплава АЛ9 после старения 15 и 25 ч при температуре 165° С характеризуется большим скоплением частиц, кремния и образованием частиц метастабильной фазы B', а также и стабильной Mg2Si.
С повышением температуры распад твердого раствора протекает очень интенсивно и образуются скопления частиц метастабильных фаз повышенной плотности за более короткое время. При этом размер частиц метастабильных фаз значительно увеличивается с удлинением продолжительности старения. Особенно интенсивно твердый раствор распадается при температуре 175оС с выдержкой 10 ч. Частицы силицида магния (в виде белых тонких полос) расположены ориентированно. Распад твердого раствора в процессе старения при температуре 200°С практически заканчивается в течение 10 ч. Поэтому и прочность сплава АЛ9 при температуре 200° С низка.
Данные табл. 1 и 2 позволяют сделать два вывода: для длительной работы при высоких температурах сплав типа АЛ9 рекомендовать не следует; с увеличением содержания кремния в сплаве (модифицированное состояние) прочность этих сплавов с повышением температуры понижается. Дальнейшее повышение времени выдержки при температуре 300° С обусловливает рост частиц продуктов распада твердого раствора.
Все указанные выше процессы протекали в неравновесных условиях.
Таблица 2.2
Изменениедлительнойпрочностисплава АЛ9 в зависимости от температурь:. и приложенного напряжения(образцы диам.10 мм,отлитые в песчаные формы)
Температура
испытания ,оС
Длительность испытания до разрушения, ч

Сплавы испытывали в немодифицнрованном состоянии,поэтому пластичность их занижена.

При температуре 400° С растворимость Mg2Si примерно в два раза выше растворимости кремния в твердом алюминии, тогда как в интервале температур закалки растворимости их практически одинаковы. Однако эффект термической обработки сплавов без магния и с магнием весьма различен. Это объясняется тем, что частицы фазы кремния формируются быстрее, чем частицы фазы Mg2Si, имеющей более сложный состав. Очевидно, при этом увеличивается межатомная связь по сравнению с межатомной связью двойных твердых растворов магния в алюминии и кремния в алюминии.
Один и тот же упрочнитель, например Mg2Si, неодинаково влияет на свойства сплавов. Так, содержание магния в сплаве АЛ9 на 30°о больше, чем в сплаве АЛ4, однако прочность последнего выше. Это можно объяснить более высоким содержанием кремния. Избыточное количество кремния не влияет на растворимость фазы Mg2Si, но благоприятно сказывается на форме ее выделения при старении. Очевидно, этим можно объяснить более высокую (на 25%) прочность сплава АЛ4 по сравнению со сплавом АЛ9.
По химическому составу сплав ВАЛ5 отличается от сплава АЛ9 небольшими добавками бериллия и титана, незначительно влияющими на структуру твердого раствора. Поэтому его жаропрочность близка к жаропрочности сплава АЛ9. Сплав ВАЛ5 имеет -следующий фазовый состав: a, Si, Mg2Si, Al3Ti, Be3SiFe.

Чем выше степень пересыщения твердого раствора сплавов системы Al—Mg, тем более они склонны к естественному старению, что приводит к резкому снижению пластичности сплавов и коррозии их под напряжением.
Чтобы избежать последствий естественного старения, исследователи разных стран при создании новых сплавов ограничивали содержание магния в них 10%. В целях повышения коррозионной стойкости под напряжением в новые сплавы вводили небольшие добавки переходных элементов. Это способствует образованию частиц соединений типа Al3Ti, Al12Mg2Cr2, Al10Mg2Mn, располагающихся по границам зерен прерывисто. Частицы соединений по отношению к зерну твердого раствора являются катодами, что препятствует развитию процессов коррозионного растрескивания под напряжением.
Следует заметить, что присутствие небольшого количества меди, железа и кремния в сплавах типа магналий также тормозит развитие процессов межзеренного растрескивания. Но такие добавки (или примеси) понижают общую коррозионную стойкость этих сплавов.

2.2 Сплавы системы Al – Mg – Si
Введение кремния в сплавы типа магналий способствует уменьшению чувствительности к образованию трещин, увеличению жидкоте-кучести и плотности литья, а также повышению жаропрочности. Последнее объясняется сравнительно слабым взаимодействием а-твердого раствора с фазой Mg2Si, присутствие которой в структуре понижает интенсивность диффузионных процессов.
Фаза Mg2Si часто кристаллизуется в этих сплавах в разветвленной (паукообразной) форме, способствующей снижению их механических свойств при комнатной температуре. Вместе с тем фаза Mg2Si снижает пластичность сплавов, поэтому содержание кремния в сплавах типа магналий не должно превышать 1,5 %.

Таблица2.4
Влияние кремния на жискотекучесть сплавов типа магналий с содержанием железа 0,09—0,2%при температуре заливки 700" С[164]
Химический состав, % (остальное А1)
Средняя длина прутка при 700° С, мм
Химический состав, % (остальное А1)
Средняя дл и н а прутка при 700о С, мм

Введение марганца в сплавы типа магналий повышает их жаропрочность и улучшает коррозионную стойкость.
В табл. 4 приведены данные по жидкотекучести сплавов типа магналий в зависимости от содержания кремния. Максимальная величина жидкотекучести у всех сплавов с содержанием 9, 11 и 13% Mg наблюдается при 1,2% Si. Для сплавов с 5% Mg максимум жидкотекучести смещается к 1,6% Si. Повышение жидкотекучести в сплавах при содержании в них 1,2% Si можно объяснить увеличением количества тройной эвтектики: а + Mg2Si + Р (Al3Mg2), a последующее снижение жидкотекучести связано с увеличением количества первичных кристаллов фазы Mg2Si в расплаве.
В табл. 5 приведены механические свойства сплавов системы Al—Mg—Si в зависимости от содержания в них магния и кремния при разных температурах, из которых видно, что сплав типа АЛ22 имеет преимущество перед другими сплавами.
В сороковых годах немецкие исследователи, особенно Мейер и Росслер, уделяли большое внимание изучению жаропрочности сплавов типа магналий с кремнием и пытались применить их для изготовления поршней авиационных двигателей. При этом была поставлена цель уменьшить плотность до 2,5—2,6 г/см3, повысить твердость и теплопроводность сплавов. Однако испытания показали, что этого достичь невозможно при использовании сплава типа магналий. Был предложен сплав алюминия с содержанием 5—7% Mg и 1,—1,5% Si, обладающий повышенной жаропрочностью. Этому сплаву была присвоена марка Hg51.
В Советском Союзе такой сплав известен под маркой АЛ13. Недостаток его — сравнительно низкая прочность при комнатной температуре.
В настоящее время нашли промышленное применение три сплава типа магналий с кремнием: АЛ13, АМгТЛ (АЛ29) . Соединение Mg2Si образует двойную эвтектику с а-твердым раствором (8,25% Mg; 4,75% Si; остальное Al) с температурой плавления 595° С. При малом содержании магния в сплаве эвтектика располагается по границам зерен твердого раствора (строение ее грубеет с увеличением содержания магния в сплаве), такой характер расположения частиц фазы Mg2Si повышает жаропрочность сплавов.
Растворимость фазы Mg2Si в твердом алюминии во много раз меньше растворимости магния. Следовательно, все промышленные тройные сплавы (АЛ 13, АЛ29, АЛ22) в закаленном состоянии имеют гетерогенную структуру. Поэтому у них не может быть высоких механических свойств, присущих закаленным двойным сплавам АЛ8, АЛ8М, АЛ27-1.
Один из путей повышения прочности сплава — увеличение скорости кристаллизации, которое может способствовать получению плотной мелкозернистой структуры и более дисперсных частиц фаз Mg2Si. Al3Fe, Al3Ti. Поэтому при литье деталей из этого сплава в песчаные формы особенно желательно применять холодильники или отливать детали в металлические формы.
Исследование механических свойств литых термически не обработанных сплавов (табл. 6) показывает, что предел прочности почти не зависит от содержания магния, а относительное удлинение по мере повышения содержания магния, особенно начиная с 9%, значительно снижается.
Т а б л и ц а2.5
Механические свойства сплавов при повышенных температурах (образцы, отлитые впесчаные формы)
Химический состав,% (остальное Аl)

Сплавы с содержанием более 9% Mg и 0,3% Si не рекомендуется применять без термической обработки.
В табл. 7 приведены сравнительные типичные механические и технологические свойства четырех сплавов. Коррозионная стойкость сплава АЛ22 в сравнении с коррозионной стойкостью других сплавов следующая. При испытании сплавов в течение 30 дней в пресной воде потеря в массе сплава АЛ22 составила 2,5, а сплава АЛ4 8,8 г/ж2.
При испытании в течение 45 дней методом распыления 3%-ного. раствора NaCl потеря в массе сплава АЛ22 составила 4,9, сплава АЛЗ 16,9, а сплава АЛ1 24,7 г/л;2. При испытании в течение 20 дней в особо жестких условиях (раствор 3% NaCl + 0,2% Н2О2) потеря, в массе неанодированного сплава АЛ22 составила 1,5, а анодированного 0,1 г/л2.
Из приведенных в табл. 6 и 7 данных видно, что для получения высокой прочности сплава АЛ22 содержание магния при шихтовке должно быть на верхнем пределе (до 11%), а кремния — на нижнем пределе (не больше 0,8%). Результаты сравнения жаропрочности сплавов АЛ8, АЛ13 и АЛ22 приведены в табл. 8. По жаропрочности сплавы располагаются в следующий восходящий ряд: АЛ8 —> АЛ 13 —> АЛ22. Сплав АЛ8 по жаропрочности очень сильно уступает сплавам АЛ13 и АЛ22 в связи с тем, что процессы распада твердого раствора протекают в нем наиболее сильно.

Плотность, г/см3 ..... Жидкотекучесть при 700° С, мм ...........
Линейная усадка, % • • • Склонность к образованию горячих трещин в процессе кристаллизации и последующего охлаждения (ширина кольца, при которой образуются трещины), мм • • • Давление, при котором появляется течь или разрушение, am ......... Условия ведения плавки •

В структуре сплава ВАЛ1 еще явное преобладание продуктов зонной стадии распада твердого раствора. При дальнейшем повышении температуры на 25 град значительно изменяется структура сплава АЛ 19. Увеличиваются участки зерен твердого раствора без продуктов его распада, тогда как на других участках зерен твердого раствора наблюдается группировка продуктов распада вокруг частиц стабильной фазы Т (А112Мп.,Си). Фаза Т также коагулирует.
Изменение в структуре сплава А19 после З-ч выдержки при температуре 300° С приводит к дальнейшему развитию процессов растворения мелких выделений фазы 0' и коагуляции частиц фазы Т, но в зернах твердого раствора еще частично хорошо видны скопления продуктов его распада. Увеличение длительности выдержки при 300оС до 10ч приводит к интенсивному процессу коагуляции частиц фазы Т и образования частиц стабильной фазы CuAl2. В структуре твердого раствора сплава ВАЛ1, несмотря на длительное (10 ч) старение при температуре 275° С, наблюдаются довольно мелкие, равномерно расположенные в виде цепочек. При этом частицы фазы Т несколько коагулируют.
Структура сплава ВАЛ1 после 10-ч выдержки при температуре 300° С резко отличается от структуры сплава АЛ19. В твердом растворе с высокой плотностью распределены точечные и мелкие пластинчатые продукты распада. Заторможенность распада твердого раствора и присутствие тугоплавких фаз Al6Cu3Ni и А112Мп.2Си обеспечивают сплаву ВАЛ1 высокую жаропрочность. С изменением тонкой структуры соответственно изменяются и механические свойства, поэтому жаропрочность сплава ВАЛ1 на 30% выше, чем у АЛ 19.

2.3 Жаропрочность поршневых литейных алюминиевых сплавов.

На поршни в различных двигателях действуют знакопеременные нагрузки при постоянном их контакте с агрессивными жидкими и газовыми средами. При этом нагрузки бывают очень большие (10 000—18 000 т) и температура пламени повышается до 800° С. Поэтому к сплавам для поршней предъявляются следующие требования:
1.Пониженнаяплотность,снижающаянагрузкунашатун.
2.Пониженныйкоэффициенттермическогорасширения, так какцилиндрыдвигателейстальные, коэффициенттермического расширения которых в два раза меньше, чем у алюминия. При низком коэффициенте у алюминиевого поршня необходимо делать минимальный зазор между поршнем и цилиндром, что будет способствовать повышению мощности двигателя, меньшему расходу смазывающего веществаигорючего,атакжеувеличениюсрокаэксплуатации цилиндров, поршневых колец и поршней. Таким образом, коэффициент термического расширения — одна из важнейших характеристик поршня.
3.Повышенная теплопроводность, обеспечивающая быстрый отвод тепла от камеры сгорания двигателя.
4.Повышенная твердость. Это определяет износостойкость поршней.
5.Высокая плотность (проникновение газа в поры и микротрещины приводит к быстрому разрушению поршней).
6.Стабильностьструктурыпоршня.Структурныеизменения могут привести к объемному изменению поршня (к явлениям «роста») к заклиниванию его и быстрому выходу из строя.
7.Коррозионная стойкость в среде горячих агрессивных газов. Воздействуя на днище поршня, газы могут привести его к быстрому разрушению.
Допоследнеговременипоршниотечественныхавтомобильных и тракторных двигателей в большинстве своем отливали из вторичного алюминиевого сплава АЛ10В. Несмотря на лучшую, чем у других сплавов типа силумин, обрабатываемость резанием, сплав АЛ10В имеетряднедостатков:повышенныйкоэффициенттермического ; расширения, склонность к объемным изменениям в процессе эксплуатации и пониженную коррозионную стойкость. Это приводит к образованию на поршнях «задиров» и трещин.
В других странах для литья поршней широко применяют сплавы
типа Лоу-Экс или АЛ25 с 10—14% Si, a также сплавы с высоким содержанием кремния (до 26%), имеющие большие преимущества перед сплавом АЛ 10В (высокая жидкотекучесть, пониженная линейная усадка, малая склонность к образованию горячих трещин), что позволяет получать из них ажурные отливки с большой разностенностыо. Кроме того, высококремниевые сплавы более коррозионностойки, что позволяет увеличивать ресурс использования поршней и двигателя, работающих на различных видах топлива.
Чем выше содержание кремния в этих сплавах, тем ниже коэффициент термического расширения. С увеличением содержания кремния понижается пластичность сплавов и ухудшается их обрабатываемость резанием. Для устранения этих недостатков необходимо разработать более совершенные методы модифицирования сплавов.
Высококремниевые алюминиевые сплавы наиболее перспективны для изготовления поршней, поэтому в настоящей главе уделяется большое внимание подробному исследованию влияния легирующих элементов и примесей на жаропрочность этих сплавов.

2.3.1. Влияние легирующих элементов на жаропрочность поршневых сплавов

Поршневые сплавы отличаются довольно сложным химическим составом, потому что для повышения жаропрочности их обычно легируют медью, марганцем, никелем, хромом, кобальтом и другими элементами.
В литературе мало данных о влиянии основных легирующих элементов и примесей на жаропрочность сплавов типа силумин. Во всех случаях сплавы приготовляли по единой методике как из чистых металлов и лигатур, так и с добавкой 35—100% вторичных сплавов, чтобы выяснить степень их влияния на жаропрочность исследуемых сплавов. Для выявления степени вредности цинка, олова и свинца в наиболее важные сплавы специально вводили металлические цинк и олово, а свинец — в виде хлористого свинца. С целью измельчения первичных кристаллов кремния высококремниевые сплавы типа АЛ26 модифицировали фосфором в виде фосфористой меди [8—10% Сu3Р], 1,5% которой вводили в алюминиево-кремниевую лигатуру.
Были определены механические свойства при растяжении, горячая твердость при температурах 200, 250, 300 и 350о С и длительная прочность при 300° С.
Механические свойства сплавов при комнатной температуре определяли на образцах диам. 12 мм, выточенных из кокильных заготовок диам. 20 мм, и на отдельно отлитых в землю образцах диам. 10 мм с литейной коркой. Длительную прочность сплавов определяли по продолжительности испытания образцов до разрушения при определенном напряжении на таких образцах. Горячую твердость сплавов определяли с использованием шарика диам. 10 мм при нагрузке 100 кГ и продолжительности нагружения 30 мин. Образцы высотой 12 мм вырезали из кокильной заготовки диам. 20 мм.
и подвергали 100-ч стабилизации при температурах испытания. Кроме того, определяли так называемую остаточную твердость при комнатной температуре после определения горячей твердости.
Литые образцы всех сплавов испытывали после старения. Режим старения для сплавов типа АЛ25 и АЛ26: нагрев при 200° С в течение 12 ч с последующим охлаждением на воздухе; для высококремниевых сплавов: нагрев при 230' С в течение 12 ч с последующим охлаждением на воздухе. Режимы старения были выбраны на основании данных, полученных В. М. Бусаровым при исследовании влияния различных режимов старения на твердость сплавов АЛ25 и АЛ26, а температура старения подобрана такая, которая обеспечивала получение необходимой твердости сплава ц снижала литейные напряжения.
В табл.9приведенхимический состависследуемых сплавов.
Примеси олова и свинца в указанных пределах заметно не влияют на механические свойства при комнатной температуре и длительную прочность при 300: сплавов типа ЖЛС (сплав 2) и АЛ10В. Следовательно, можно считать допустимыми примеси до 0,02% Sn и до 0,10% РЬ.
Изменение содержания кремния в пределах 10—14% существенно не влияет на свойства сплава.
Изменение содержания меди в пределах 0,5—4,5% мало отражается на прочности сплава при комнатной температуре, но повышение содержания меди способствует повышению длительной прочности при 300 С. Это объясняется тем, что медь при высоком содержании участвует в повышении межатомной связи твердого раствора, содержащего марганец, магний и другие аналогичные элементы. Кроме того, при распаде твердого раствора сложного по составу сплава образуются дисперсные частицы, которые участвуют в создания микрогетерогенности внутри зерен твердого раствора, что затрудняет их деформацию. Избыточная медь участвует в образовании никельсодержащей фазы , которая кристаллизуется в разветвленной форме, ее частицы, располагаясь по границе зерен твердого раствора, блокируют их и тем самым обеспечивают значительное повышение жаропрочности сплава. Содержание меди в сплаве следует ограничить 3,0%, так как при ее избытке в структуре сплава появится фаза CuAl, способствующая охрупчиванию сплава, понижению коррозионной стойкости и повышению склонности к объемным изменениям («росту» поршней).
Введение магния повышает прочность сплава при комнатной температуре, но мало сказывается на жаропрочности. Оптимальные свойства сплав имеет при содержании магния 0,75—1,3%.
Таблица2.9
Химический состав поршневых сплавов
Сплав
Содержание элементов,% (остальное А1)

Введение 0,5—2,0% никеля мало изменяет механические свойства сплава при комнатной температуре, но заметно повышает его жаропрочность. Это объясняется тем, что никельсодержащая фаза способствует упрочнению границ зерен твердого раствора. В сплаве необходимо иметь 0,8—1,3% никеля.
Примесь олова (до 0,08%) заметно не отразилась на изменении механических свойств. Однако содержание его следует ограничить 0,02%, так как в массивных сечениях отливок возможно скопление легкоплавкой эвтектики (Al + Sn), резко снижающей жаропрочность сплава.
Введение свинца (до 0,15%) не сказалось на свойствах сплава, но содержание его следует ограничить 0,1% вследствие повышенной склонности к ликвации, которая способствует снижению жаропрочности сплава.
Таким образом, содержание легирующих элементов и примесей в сплаве АЛ25 (ЖЛС1) установлено следующее: 11,0—13,0% Si, 1,5—3,0% Си, 0,8—1,3% Mg, 0,8—1,3% Ni, 0,3—0,6% Mn, 0,05— 0,2% Ti, до 0,8% Fe, до 0,5% Zn, до 0,02% Sn, до 0,1% Pb, остальное — алюминий.

2.3.2. Жаропрочность высококремниевых легированных сплавов

Для исследования были изготовлены высококремнневые сплавы типа KS280 с кобальтом (условная марка АК21), типа KS280 с хромом (условная марка АЛ26) и другие сплавы.
Испытания проводились на отдельно отлитых (в песчаные формы) образцах диам. 10 мм с литейной коркой. Сплавы АК21 и АЛ26 имеют практически одинаковые механические свойства при комнатной температуре и длительную прочность при 300о С.
Исследования показали, что комплексное легирование медью, никелем и марганцем (или кобальтом) значительно повышает жаропрочность сплавов типа силумин (АЛ25 и АЛ26). По жаропрочности сплав АЛ25 превосходит сплав АЛ10В, жаропрочность сплава АЛ26 еще выше. Повышенная жаропрочность сплава АЛ26 обеспечивается увеличением степени легирования твердого раствора элементами с низким коэффициентом диффузии, а также упрочнением границ зерен твердого раствора частицами вторых фаз которые до 300о С мало взаимодействуют с а-твердым раствором. Кроме того, мелких частиц кремния, склонных к коагуляции, в сплаве АЛ26 меньше. Сплавы АЛ25 и АЛ26 отличаются меньшим (в два раза) содержанием меди по сравнению со сплавом АЛ10В, поэтому они имеют небольшие величины коэффициента термического расширения, объемного изменения во время работы поршней и более высокие жаропрочность и литейные свойства. Следовательно, можно давать меньший зазор между поршнем из новых сплавов и цилиндром. Этот фактор играет важную роль в снижении расхода масла и горючего.
Были установлены верхние пределы примесей олова и свинца, что позволяет приготовлять сплавы АЛ25 и АЛ26 с применением большего количества вторичных металлов.
К недостаткам сплава АЛ26 следует отнести грубокристаллическую структуру (содержание большого количества крупных первичных кристаллов кремния), что снижает относительное удлинение до 0,2% . Повысить эту величину можно модифицированием. Существующие в настоящее время способы модифицирования заэвтектических (особенно, содержащих более 20% Si) силуминов весьма разнообразны. Модифицирование осуществляют фосфористой медью, красным фосфором, различными неорганическими соединениями фосфора, термитными смесями и т. д. За рубежом для модифицирования заэвтектических силуминов применяют сложные препараты, содержащие фтортитанат и фторцирконат калия и другие вещества.
Однако имеющиеся в настоящее время модификаторы не позволяют получить нужные структуру и механические свойства заэвтектических силуминов. Общий недостаток всех известных модификаторов — это то, что при измельчении кристаллов первичного кремния огрубляется структура эвтектики a – Al3Si, вследствие чего относительное удлинение даже хорошо модифицированных сплавов, содержащих более 22% кремния, очень низкое (не превышает 0,5%). С целью устранения этого недостатка И. Ф. Колобневым и В. А. Ро-тенбергом для заэвтектических силуминов предложены комбинированные модификаторы, содержащие фосфор и углерод (в виде фосфорорганнческих соединений).
Эксперименты по модифицированию заэвтектических силуминов трифениловым эфиром ортофосфорной кислоты (трифенилфосфатом) (С10Н3О3) РО, хлорофосом С4Н8О4РС19 и другими фосфорорганическими соединениями показали, что введение фосфора и углерода (в виде фосфорорганического соединения) в расплав позволяет резко измельчить кристаллы первичного кремния и одновременно модифицировать эвтектику, тогда как существующие в настоящее время модификаторы измельчают первичный кремний, но при этом способствуют огрублению эвтектики.
Исследованный сплав имел следующий химический состав: 21,75% Si; 2,93% Си; 2,04% Ni; 0,52% Мп; 0,38% Сг; 0,24% Ti; 0,68% Mg-0,1% Zr; 0,56% Fe.
Предел прочности при растяжении и относительное удлинение заэвтектических силуминов, модифицированных фосфорорганическими соединениями (в частности, хлорофосом и трифинилфосфатом), выше этих же характеристик сплавов, модифицированных другими способами, в среднем соответственно на 10—15% и на 40—50%. Интересно отметить, что относительное удлинение модифицированных фосфорорганическими соединениями сплавов достигало на целом ряде образцов 2,0—2,5%.
Механизм модифицирования заэвтектических силуминов фосфор-органическими соединениями можно представить следующим образом. Как было показано прямыми экспериментами по фильтрации расплавов, при введении в заэвтектические силумины фосфора образуется фосфид алюминия, параметры кристаллической решетки которого (структурный тип сфалерита ZnS) очень близки к параметрам кристаллической решетки кремния (тот же структурный тип). Вследствие этого, согласно принципу структурного и размерного соответствия, мельчайшие частицы фосфида алюминия служат зародышами для кристаллов кремния. Вместе с тем при введении углерода в расплаве, по-видимому, образуются частицы карбида кремния и карбидов других металлов (TiC, ZrC и др.), которые являются готовой кристаллической подкладкой для кристаллизующегося из расплава первичного кремния. Таким образом, измельчение кристаллов первичного кремния связано с увеличением числа центров кристаллизации.
Проведенные эксперименты показали более высокую эффективность комбинированных фосфорорганических модификаторов по сравнению с другими известными в настоящее время модификаторами, в том числе зарубежными препаратами «Alphosit», «Phoral» и др. Помимо наиболее важного достоинства фосфорорганических модификаторов — одновременное измельчение и кристаллов первичного кремния и эвтектики, эти модификаторы имеют еще следующие достоинства. Операция модифицирования не связана с изменением состава сплава и не требует высокого перегрева расплава.
Введениеврасплавправильноподобранныхфосфорорганических соединений не сопровождается пироэффектами и выбросами металла, часто происходит при модифицировании заэвтектических силуминов термитными смесями.

2.4. Кратковременные испытания литейных алюминиевых сплавов при повышенных температурах

Литые детали из алюминиевых сплавов широко применяются в конструкциях разового назначения, претерпевающих воздействие высоких температур и напряжений. Для таких условий работы требуются не столько жаропрочные сплавы, сколько сплавы с высокой исходной прочностью, так как литые детали можно кратковременно нагревать до высоких температур без существенных изменений их свойств.
В литературе имеется много данных, характеризующих жаропрочность литейных алюминиевых сплавов, однако о сплавах, предназначенных для деталей разовых назначений, сведений не имеется. Поэтому в этой главе приводятся результаты кратковременных испытаний на разрыв (от 10 сек до 60 мин) при температурах 100, 200, 300, 400о С. Эти данные имеют исключительно важное значение для конструкторов и технологов, создающих изделия разового назначения.

2.4.1. Кратковременные испытания сплавов на растяжение по обычной методике

Данные исследования механических свойств сплавов АЛ4, АЛ5, АЛ7, АЛ9, АЛ20 и АЛ24 в зависимости от условий испытания заимствованы из работы О. Б. Лотаревой и Л. И. Локтионовой. Испытания при повышенных температурах разделялись на кратковременные и длительные и проводились на образцах диам. 10 мм с литейной коркой. Перед испытанием сплавы подвергали термической обработке по обычно применяемым в промышленности режимам. Сплав АЛ24 испытывали в литом состоянии. Кратковременные испытания проводили при температурах 100, 150, 175, 200 и 250' С по общепринятой методике, заключающейся в прогреве образца без нагрузки в течение 30 мин и в постепенном его нагружении до разрушения.
Полученные результатыпоказали, что при температуре 100° С предел прочности сплавов АЛ5 и АЛ7 (Т5) практически не изменился, а у сплава АЛ7 (Т4) прочность снизилась. Некоторое повышение предела прочности при этой температуре можно отметить у сплава АЛ24, очевидно, за счет склонности этого сплава к старению. Снижение предела прочности остальных сплавов началось с температуры 100: С. Относительное удлинение всех сплавов до 200е С повышается незначительно, но при более высоких температурах оно резко увеличивается. Результаты испытания сплава АЛ7 (Т5) показывают, что предел прочности можно повысить за счет старения.
Ряд деталей, изготовляемых литьем под давлением, из сплавов АЛ22, АЛ20 и АЛ5 работает при повышенных температурах. На квазибинарном разрезе Al—Mg3Sb2 имеется эвтектика, содержащая примерно 0,5% Mg3Sb2 (0,38% Sb и 0,12% Mg), с температурой плавления 658°С [3]. Максимальная растворимость в твердом состоянии составляет порядка 14% Mg, растворимость сурьмы в алюминии пренебрежимо мала (менее 0,0 *%Sb). Высокотемпературная форма, по-видимому, кубическая.
Параметр решетки твердого раствора сплавов, богатых алюминием, зависит главным образом от содержания магния. Добавка сурьмы уменьшает поверхностное натяжение на границе раздела жидкость — газ сплавов системы Al—Mg; сурьма способствует улучшению коррозионной стойкости в морской воде. Подробности приведены в ч. II.

2.5. Диаграмма Al — Mg — Si

Эта простая по строению диаграмма состояния тщательно изучена. Хороший обзор по системе А1—Mg—Si выполнен авторами работ. В равновесии с алюминиевым твердым раствором находится соединение Mg2Si. Оно лежит на квазибинарном разрезе Аl—Mg2Si, отвечающем отношению концентраций Mg: Si=l,73. В табл. 10 приведены двойные и тройные нонвариантные реакции в области, богатой алюминием.
Таблица 2.10
Химический состав фаз Si, Мg5Аl8 и Mg2Si, участвующих в реакциях по-видимому, незначительно отличается от стехиометрического. Атомы магния и кремния в алюминиевом твердом растворе стремятся к образованию «молекул» Mg2Si. Растворимость Mg2Si в твердом алюминии в твердом состоянии несколько уменьшается, если содержание кремния превышает отношение концентраций Mg : Si=l,73

Алюминиевый угол диаграммы Аl—Mg—Si:
а — проекция поверхности ликвидус; б — распределение фазовых областей в твердом состоянии. Концентрации, отвечающие точкам А, В, С, D и Е, приведены в табл. 11 — линия квази-бинарного разреза
В неравновесных условиях (после кристаллизации с большой скоростью охлаждения) появляется тенденция к локальной ликвации. При этом кристаллы кремния могут появляться в сплавах, где кремний должен входить в соединение Mg2Si. Благодаря ликвации соединение Mg2Si или Mg5Al8 может присутствовать в сплавах, которые в равновесном состоянии являются однофазными. Однако при получении материалов в полностью неравновесных условиях значительное различие в структуре отсутствует.
Поверхностное натяжение тройных сплавов уменьшается при введении магния и кремния. Магний увеличивает, а кремний уменьшает параметр решетки алюминия. Значение параметра решетки твердого раствора магния и кремния в алюминии меньше расчетного значения, полученного суммированием эффектов от раздельного введения магния и кремния. По данным работы, параметр решетки уменьшается в процессе старения. Однако это противоречит общепризнанным сведениям. Изучено изменение параметра решетки при деформации. Термический коэффициент линейного расширения сплавов, близких по составу к разрезу Al—Mg2Si, практически не отличается от алюминия. При большем содержании магния коэффициент несколько возрастает, при увеличении концентрации кремния снижается, но эти колебания незначительны.При отношении концентраций Mg: Si = 1,73 обнаруживается аномалия электросопротивления. Электросопротивление сплавов, содержащих l%Mg+Si, при 447°С составляет порядка 8,6—8,8 x 10-8 Ом-м, а в сплавах с отношением Mg:Si=l,73 оно падает ниже 8,5 x 10-10Ом-м. При комнатной температуре электросопротивление сравнительно невелико: 3—3,2-10-8 Ом-м у сплавов с 1—1,5% Mg2Si в полностью состаренном состоянии и 2,8—2,9x10-8 Ом-м — после отжига. Избыток кремния увеличивает, а избыток магния уменьшает электросопротивление;


Температурный коэффициент электросопротивления составляет 3,6—3,8- 10-12 Ом-м/°С . Сплавы переходят в сверхпроводящее состояние при
-271,9°С (1,3 К), но после старения до максимальной прочности температура перехода снижается до-272,5°С (0,7 К) .
Увеличение количества фазы Mg2Si незначительно влияет на модуль упругости алюминия; при избытке кремния он повышается, а при избытке магния— несколько снижается. Скорость распространения ультразвука в алюминии слегка возрастает при увеличении концентраций силицида магния ; этот эффект более ощутим в присутствии избытка кремния. Электродный потенциал (относительно каломельного электрода) фазы Mg2Si меняется в зависимости от поляризации в интервале 0,7—1,5 В, а потенциал алюминиевого твердого раствора мало меняется при растворении или выделении фазы Mg2Si. Поэтому при правильном соотношении концентраций магния и кремния сплавы системы Al—Mg—Si обладают очень хорошей коррозионной стойкостью: в термически обработанном состоянии сплавы не чувствительны к межкристаллитной коррозии; к коррозии под напряжением. Межкристаллитная коррозия может возникнуть, если на границах зерен образуется сплошная прослойка выделений Mg2Si . Избыток магния мало влияет на коррозионную стойкость. При избытке кремния формируется обедненная приграничная зона с электроотрицательным потенциалом по отношению к остальному материалу. Это может вызвать определенную склонность к межкристаллитной коррозии. Сплавы с большим избытком магния имеют несколько более низкую коррозионную стойкость, чем соответствующие композиции системы Al—Mg . Основным фактором, определяющим коррозионное поведение сплавов, богатых кремнием, является пара : алюминиевый твердый раствор — кремний, а малые добавки Mg2Si обычно оказывают очень слабое влияние.
Скорость диффузии магния и кремния из сплавов, содержащих Mg2Si (с избытком или без избытка кремния), в алюминий уменьшается при совместном присутствии этих двух элементов, оставаясь пропорциональной градиенту концентрации. В случае направленной кристаллизации квазибинарной эвтектики фаза Mg2Si имеет такие же ориентационные соотношения с матрицей , как и при выделении из твердого раствора. Процесс выделения при старении начинается с образования сферических зон. На очень ранней стадии старения они удлиняются в направленииматрицы и приобретают иглообразную форму. Диаметр частиц на этой стадии составляет 15—60 А, длина 160—2000 А, а плотность распределения 2-1012 мм-3или 3-1015 мм-3. Образование частиц приводит к возникновению в матрице сжимающих напряжений, величина которых может достигать предела текучести.
Игольчатые выделения растут, приобретая сначала стержневидную, а затем пластинчатую форму фазы MgsSi (рис. приведён ниже). Максимум твердости отвечает моменту старения, предшествующему образованию пластинчатых частиц. Наибольший размер выделений перед началом разупрочнения составляет 0,03 мкм, что в 10 раз меньше, чем в других сплавах, упрочняемых при старении. Промежуточная фаза обладает частичной когерентностью с матрицей.

Избыток кремния, увеличивая пересыщение матрицы, приводит к повышению плотности распределения зон. При этом эффект упрочнения при старении возрастает. Скорость старения в условиях приложения высокого давления уменьшается .
Влияние факторов, определяющих процесс старения носит обычный характер. Наибольшие скорость старения и максимум упрочнения отвечают содержанию Mg2Si, несколько превышающему предельную растворимость в твердом состоянии. Холодная деформация ускоряет старение и уменьшает эффект упрочнения, но при достаточно большой степени деформации упрочнение превышает снижение эффекта дисперсионного отвердения. Холодная деформация после старения может привести к уменьшению прочности. На механические свойства состаренного материала существенно влияет также текстура. Закалка с очень высокой скоростью охлаждения способствует образованию весьма дисперсных выделений, поэтому для получения максимальных прочностных свойств требуется возможно большая скорость закалки. Закалка на воздухе уменьшает упрочнение при старении. Особенно это относится к сплавам с содержанием Mg2Si, отвечающим предельной растворимости. Сплавы с меньшей концентрацией можно закаливать на воздухе, особенно в случае применения последующего искусственного старения для повышения прочностных свойств. Закалка в среде с температурой старения может улучшить или ухудшить механические свойства в зависимости от температуры старения. Большое влияние на свойства оказывает перерыв между закалкой и искусственным старением. Если низкотемпературное старение происходит до образования зон определенного размера, то при последующем искусственном старении зоны растворяются не полностью, а максимум на изотермах прочностных свойств уменьшается и носит размытый характер. Эффект тем
значительнее, чем ниже температура старения и выше содержание Mg2Si. Это явление возникает уже через 1 ч старения при комнатной температуре. Нагрев до 227—277°С приводит лишь к частичному возврату в сплавах, состаренных при 127—177°С. Но путем использования специальной обработки возможно многократное получение эффекта возврата. Кратковременное предварительное старение (в течение нескольких минут при температуре выше комнатной) сразу после закалки подавляет старение при комнатной температуре. Небольшое повышение прочностных свойств, обусловленное интенсификацией процесса образования зародышей, возможно в результате кратковременной низкотемпературной (—33°С) обработки; при проведении всех этих обработок требуется очень точное соблюдение режима. Добавки меди, хрома, марганца и золота также влияют на эффект перерыва между закалкой и старением. Термомеханическая обработка с низко-, а затем высокотемпературным старением и пластической деформацией между этими ступенями старения улучшает свойства, но если содержание Mg2Si превышает 1% (ат.), кратковременное предварительное старение приводит к ухудшению механических свойств . Циклическое нагружение вызывает растворение и повторное образование зон ГП в течение каждого цикла

2.6. Быстрозакристаллизованные сплавы на основе алюминия и способы их получения
Способы обеспечения быстрой кристаллизации расплава, разработанные в нашей стране и за рубежом открыли возможность получения совершенно нового класса сплавов, свойства которых значительно превосходят свойства сплавов, изготовляемых по традиционной технологии, через слиток. В зависимости от способа отвода тепла из металлического расплава методы быстрой кристаллизации можно разделить на две группы:
1) с конвективной теплопередачей;
2) с контактным охлаждением.

1. Кристаллизация с конвективной теплопередачей:
Основным процессом получения сплавов с конвективной передачей тепла при кристаллизации частицы, является метод распыления. Этот способ заключается в том, что струя расправленного металла подается в форсунку и дробится струей газа или воды высокого давления. Образующиеся при этом мельчайшие капельки затвердевают налету. Скорость охлаждения частиц зависит от размера капель, сечения и скорости струи металла, теплопроводности и давления распыляющего газа или жидкости. Ее величина может меняться от 1*102 до 1*107 град/с. Размер частиц от 50 до 500 мкм. Одной из разновидностей процесса распыления является ультразвуковое газовое распыление, заключающееся в дополнительном воздействии на струю металла ультразвуковых колебаний. При этом удалось получить порошок с размером основной фракции 50 мкм. Скорость охлаждения при этом составляла 105 град/с.
Кроме способа газового распыления, достоинством которого является высокая производительность процесса, достаточно широко опробуются и другие способы получения частиц.
-Способ распыления с вращающимся диском
Расплав механически измельчается посредством быстро вращающегося диска, имеющего на поверхности острые кромки и охлаждается с помощью газа . Скорость охлаждения для частиц 70-80 мкм – 105 град/с и 107 град/с для частиц диаметром 10 мкм.
- Способ распыления с вращающимся электродом
Вращающаяся заготовка - электрод расплавляется электрической дугой и капли жидкого металла кристаллизуются в полете. Размер частиц 200 мкм (100-600 мкм), скорость охлаждения – 103 град/си 101 град/с . Расплавление заготовки может осуществляться также электронным лучом, лазером, плазмой.
- Распыление из перфорированного стакана
Жидкий металл, попадая во вращающийся со скоростью 1000 ... 10000 1/мин стакан с отверстиями на образующей поверхности цилиндра, выбрасывается из отверстий в виде иглообразных частиц, длина которых зависит от скорости вращения стакана. Скорость охлаждения при этом составляет 102 - 103 град/с. Достоинством этого метода по сравнению с предыдущим является взрывобезопасностъ частиц.
2. Процессы с контактным охлаждением
В этих процессах теплопередача осуществляется посредством контакта с материалом, имеющим высокую теплопроводность. Как правило, это медные барабаны или шайбы с водяным охлаждением.
К способам быстрой кристаллизации с контактным охлаждение можно отнести следующие:
- Способ расплющивания капель о барабан

Капли расплавленного металла направляются струей газа на периферию вращающегося барабана - подложки. Каждая капля кристаллизуется отдельно и удаляется с барабана прежде, чем другая капля попадает на ее место. Чешуйки обычно получаются диаметром1-3 мм и толщиной 100 мкм и меньше. Скорость охлаждения 103 -I05 град/с .

- Двуроликовое дробление

Это способ получения металлического порошка распылением струи жидкого металла, направленного между двумя роликами, вращающимися с большой скоростью. Теплопередача к роликам строго контролируется. Регулируя процесс, можно получить чешуйки удлиненной формы толщиной до 200 мкм при скорости охлаждения 105 - 106град/с. Изменением зазора между роликами и скорости вращения роликов, можно получить частицы неправильной и сферической формы, в виде чешуек или иглпри толщине 60-100 мкм.

- Способ распыления ударной волной Дувеца

Небольшое количество расплава, менее 500 мг, расплавляется индукционным методом в тигле. Под действием ударной волны, создаваемой давлением газа в 2-3 МПа или взрывом малого заряда, жидкий металл выстреливается, и капли при этом вылетают со скоростью нескольких сотен метров в секунду. При ударе об охлаждаемую подложку, частицы сплава превращаются в очень тонкие фольги неодинаковой толщины в пределах 0,1-10 мкм. Этим способом можно достичь высоких скоростей порядка 109град/с, но из-за малой производительности этот метод применим лишь для лабораторных исследований.

- Способы "поршня и наковальни", "молота и наковальни",
"двух поршней"

Общий принцип этой технологии состоит в том, что капли жидкого металла обжимаются двумя поверхностями с высокой теплопроводностью. В методах поршня и наковальни и двухпоршневом способе соответственно расплавленная капля металла (меньше 1 г) падает между неподвижной "наковальней" и движущимся "поршнем" или между двумя движущимися поршнями. Общим для всех механизмом является пересечение падающей каплей луча фотоэлемента, что вызывает срабатывание привода поршня (поршней), который может быть пневматическим, электрическим или механическим.
В способе молота и наковальни порция металла помещается на горизонтальную металлическую "наковальню" и расплавляется электрической дугой, плазмой или потоком электронов. На расплавленную каплю падает "молот". Преимущество технологии двух поршней состоит в том, что кристаллизация осуществляется равномерно с двух сторон капли. Фольги получаются круглыми по форме, диаметром 25 мм и толщиной 5-30 мкм (60-120 мкм ). Скорость кристаллизации 104 - 106 град/с в зависимости от толщины. Метод применяется для изготовления единичных фольг в качестве лабораторных образцов.
-"Намораживание" пластинок электронным лучом
Пучок электронов фокусируется на нижнем конце вертикально расположенного прутка, расплавляя его. Капли металла, падая, ударяются о медный диск, вращающийся вокруг вертикальной оси под прутком. Центробежная сила и угловая скорость вытягивает каплю в тонкую продолговатую пластинку, которая после затвердевания отскакивает от диска. Размер пластинки и скорость подачи металла контролируются силой тока. Толщина пластинок и, следовательно, скорость охлаждения зависят от скорости вращения медного диска. Процесс необходимо проводить в вакууме.
- "Намораживание" на холодную подложку

Жидкий металл выдавливается через отверстие в дне тигля. Намораживание происходит при ударе жидкой струи о вращающуюся холодную подложку (или о периферию вращающегося ролика). При условии жесткого контроля стабильности струи жидкого металла, получаются ленточки шириной до 3 мм и толщиной 10 мкм. Можно изготавливать чешуйки и порошок. Скорости охлаждения при "намораживании" находятся в пределах 105 – 107град/с. Этот способ широко применяется в лабораторных исследованиях и доведен до промышленного состояния.
Для получения более широкой ленты (> 3 мм) разработаны другие способы, такие как литье плоской струей и наволакивание расплава .

Экстракция расплава

Этот способ имеет два варианта: экстракция расплава из тигля и экстракция расплава из висящей капли, отличающиеся принципом подачи жидкого металла на охлажденную подложку. Металл сцепляется на короткое время с кромкой диска, затем затвердевает, отделяется от нее и падает в виде волокна. Изменив кромку диска, можно получать отдельные волокна, которые можно обрабатывать как порошок. Скорости охлаждения такие же, как в способе намораживания на холодную подложку.
В процессе экстракции расплава из висящей капли отсутствует проблема тигля, а при экстракции расплава из тигля для исключена реакции между тиглем и расплавом можно применять гарнисажную плавку. Оба способа можно рекомендовать для химически активных металлов.
Толщина волокон равна, как правило, 10-20 мкм и зависит от сплава и скорости охлаждения.
В процессе экстракции расплава при помощи водоохлаадаемого вращащегося диска с зубчатой кромкой достигается скорость охлаждения 104 - 106 град/с.
Подобный способ сравнительно дешев, надежен и может быть усовершенствован для большинства сплавов.
Сплавы, полученные способом экстракции из расплава, превращают в компакт, используя различные способы деформации. Первоначальный компакт может быть изготовлен непосредственно из спрессованных «вхолодную» частиц, либо частицы измельчаются до нужного гранулометрического размера.
В целом, анализируя материалы по получению быстрозаристалли-зованных частиц, можно сделать вывод, что при использовании методов распыления достигается скорость охлаждения при кристаллизации порядка 104...106град/с. Для получения более высокой скорости необходимо уменьшить размер порошка до 20...30 мкм, что делает его очень взрывоопасным. Для достижения более высоких скоростей охлаждения необходимо осуществлять охлаждение на подложке. Для чешуек или пластинок толщиной 0,1-1,0 мкм достигнуты скорости кристаллизации 108 –109град/с. В печати сообщалось о скорости кристаллизации 1010град/с, которую следует считать максимальной для данного способа охлаждения чешуек и пластинок.

3.ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

3.1 Обоснование выбора сплавов для
исследования
Сплавы системы Al – Si широко используются для производства поршней. Как правило, они классифицируются как:
1) доэвтектические (содержание Si 6…9 %)
2) эвтектические (10…12 %)
3) заэвтектические сплавы (17…21 %)
Например: Mahle124, АК 12 D, Mahle 138,1379 и т.д.
Также используются поршни из сплавов системы Al – Cu – Mg – Fe – Ni (RR 58, АК 4-1 и т.д.). Эти сплавы обеспечивают повышенную жаропрочность при высоких температурах 200…250 o C, но по сравнению со сплавами системы Al – Si имеют более высокий коэффициент линейного расширения и более низкую износостойкость.
Для производства поршней используются различные технологические методы: литьё, штамповка, твёрдо – жидкая штамповка и т.д.
Существует ярко выраженная тенденция улучшения свойств, характеристик поршневых материалов путём использования гранулируемых сплавов (RSR/PM) и композиционных материалов с металлической матрицей (MMC).
Например, гранулируемый сплав RSR/PM 1379 (17…19 % Si) выпускается в российской промышленности.
Этот сплав имеет коэффициент линейного расширения ~ 17…18 ppm/oC , плотность 2,70 г/см3, теплопроводность около 120…130 W/moC, очень высокую износостойкость и высокую размерную стабильность.
Уменьшение плотности алюминиевого сплава может способствовать его легированию элементами, имеющими меньшую по сравнению с алюминием плотность, например, Mg.
Магний хорошо растворим в твёрдом растворе и понижает теплопроводность и жаропрочность. Для сохранения положительного влияния Mg на плотность и удаления негативного влияния натеплопроводность, он должен находиться во всех фазах в виде соединений, например, Mg2Si. Растворимость Mg2Si в алюминии намного ниже, чем у Mg.
Разработка сплава с высоким содержанием Mg2Si фазы является главной идеей дальнейшего исследования.
Соединение сплавов системы Al – Mg с Si способствует повышению жаропрочности серии алюминиевых сплавов, что достигается в результате плохого взаимодействия ? - твердого раствора с Mg2Si фазой. Это понижает интенсивность процесса диффузии. В то же время, Mg2Si фаза уменьшает вязкость сплавов и, согласно литературным данным, содержание Si в Mg2Si сплавах не должно превышать 1,5…2 %.
В 40-х годах немецкие учёные Майер и Росслер изучали Al – Mg – Si сплавы и пытались применить их для производства поршней для авиадвигателя. Задача заключалась в понижении плотности до 2,5 – 2,6 г/см3 и повышении жесткости и теплопроводности. Тем не менее, согласно результатам исследований, они не достигли такого уровня. Был разработан сплав: 5-7% Mg и 1,0 – 1,5 % Si. Этот сплав получил название Mg 51. Позднее был разработан сплав Magsimal 59 (~ 5% Mg, 2% Si) для производства автомобильных деталей путём литья и реокастинга. Промышленные сплавы типа AD 31 (по зарубежным стандартам серия 6000) содержат Mg и Si не более 1,5 %. В этом случае всё количество фазы Mg2Si во время охлаждения оказывается в растворённом виде (пропитка раствором) и, после искусственного старения, выпавшие в осадок фазы укрепляли сплав. Соотношение Mg к Si в Mg2Si составляет1,73. Растворимость Mg2Si при 520о С около 2%.

3.2 Исследование гранулированных сплавов

Одним из главных эффектов высокоскоростной кристаллизации является уменьшенный размер всех структурных компонентов сплава, включая нерастворимые в матрице интерметаллиды (первичные кристаллы, эвтектики). Следовательно, существует возможность трансформировать избыточные кристаллы Mg2Si в дисперсные фазы. Это должно упрочнить сплав.
Выбор сплавов для исследования был сделан согласно квази – бинарному сечению равновесной диаграммы Al – Mg – Si (рис.1). Для исследования были выбраны сплавы с фазовыми составами Al - Mg2Si и Al - Mg2Si - Si (таблица 1).

1. повышенная температура поверхности материалов (операция 2)
2. Запылённость воздуха рабочей зоны (операция За).
3.опасный уровень напряжения и тока в сети (операции 1,2,3в,6 ,7)
4. Загазованность воздуха рабочей зоны (операции 3в, 3г).
5. Производственные вибрации (операция 3а).
6. Производственный шум (операция 3а).
Из них представлены следующие опасные производственные факторы, фактическое значение которых превышает регламентированное значение. Это:
а) Повышенная температура поверхности материалов (операция 2).
б) Опасный уровень напряжения и тока в сети (операции 1,2,3в,6,7).

5.2 Разработка инженерных мероприятий по
защите от ОПФ и ВПФ.
Для обеспечения нормального состояния воздушной среды в помещении лаборатории предусмотрена общеобменная (L=2000м3/ч) и местная вентиляция (L=200 м3/ч).
Для предотвращения термического ожога применяются щипцы и рукавицы.
Для обеспечения электробезопасности при эксплуатации производственного оборудования в результате проведения исследований, проведено защитное заземление, то есть устранена опасность поражения людей электрическим током при появлении напряжения на конструктивных частях электрооборудования, то есть при замыкании на корпус (R3.3. до 40м при питающем до 1000В согласно требованиям ПУЭ-76).
Уровень производственного шума и вибраций не превосходит значений ПДУ.


5.3. Обеспечение пожарной безопасности при
проведении исследований.
Основными источниками пожара в лаборатории могут быть:
Неисправность электрооборудования; нарушение технологического процесса; огнеопасного вещества (алюминиеваяпыль).
Причина воспламенения в электроустановках машин заключаться в коротком замыкании, перегрузке проводов, искрении.
В таблице 8 представлены количественные показатели пожаро-взрывоопасных веществ и материалов.
Таблица 5.8.
Количественные показатели пожаро-взрывоопасных веществ и материалов.

№ п/п
Наименова-
ние операции
(раб. место,
профессия)
номер по табл.1
Наименование вещества
Показатели пожаро-,взрыво-опасности
Кол-во работающих в зоне возможного пожара, взрыва
Причины возникновения пожара (вероятность пожара)
1
3а,б
Пыль алюминия
НКПВ=60 г/м3
Wmin= 25мДж
Тсв.= 510оС
Pmax=371 кПа
dP/di = 23800 кПа/с
МВСК=+Y:I, % по объёму
1
10-6в год, установлено в ходе испытаний



НКПВ - нижний концентрационный предел воспламенения;
ТСВ- температура самовоспламенения;
Wmin - минимальная энергия зажигания;

Pmax -максимальное давление взрыва;

dP/di — скорость нарастания давления при взрыве;
МВСК — минимальное взрывоопасное содержание кислорода.
Исходя из вышеизложенного, помещение лаборатории должноотвечать требованиям пожарной безопасности, которая согласно ГОСТ 12.1.004-76, должна обеспечиваться системой пожарной защиты.
При проектировании здания в данной лаборатории установлены фотоэлектрические извещатели ДИП-1. В качестве приемной станции используется станция ТЛО-1 0/100.

Для тушения оборудования в результате возникновения пожара применяется огнетушители типа ОУ-5, в количестве двух штук, каждый на 10 м2, для тушения пожароопасной пыли алюминия применяется ОХИ-10 (рассчитан на площадь, равную 1м2).
При возникновении пожара предусмотрена эвакуация людей.
При этом возможно использования двух эвакуационных
выходов,согласно ГОСТ 12.1.006-76. Ширина коридоров - 2,5 метра, проходов - 1 метр, дверей- 1,5 метра.

5.4 Защита окружающей среды.
Для определения уровня загрязнения окружающей среды при проведении исследований было проведена экологическая экспертиза процесса, результаты которой представлены в таблице 9.
Таблица 5.9.
Экологическая экспертиза процесса.

Операция
Образующиеся отходы

твердые
жидкие

Фактическое значение
Регламентированное значеине
Фактическое значение
Регламентированное значеине
3а,б
Пыль алюминия, СAl = 2 мг/м3
Пыль алюминия,
СAl = 4 мг/м3

Дляочисткисточныхводотрастворовкислоти фотореактивов применяютсяотстойникиспоследующейнейтрализацией.Вкачестве реагентов для нейтрализации сточных вод, содержащих растворы кислот и фотореактивов, используются любые щелочи и их соли, а также известняк, мел, сода.

Na2CO3+2HNO3 --> 2NaNO3 + СО2 ?+ H2O
Na2CO3+2HF --> 2NaF+ СО2?+ Н2О
Na2CO3+2CH3COOH--> 2CH3COONa+CO3?+H2O
Na2CO3 +2HClO4 --> 2NaClO4 +CO2?+ H2O
Все полученные соли накапливаются и централизованно выводятся с территории здания, где находится лаборатория, где и уничтожаются.
Для улавливания пыли титана в системах приточной и вытяжной вентиляции используются фильтры. В данном случае при запыленности меньше 10 МГ/АГ используются ячеистый фильтр ФяУ (фильтрующий элемент --> упругое стекловолокно). Эффективность очистки до 0,8.
Образцы после испытаний собираются и отправляются на переплав, который осуществляется в заводских условиях.

6. ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В данной исследовательской работе была предпринята попытка создать новый поршневой сплав на основе системы Al – Mg – Si, для чего были отобраны 6 опытных образцов, выбранных в соответствии с имеющимися уже теоретическими данными по сплавам данной системы в целом. Основная теоретическаябаза для исследований приведена в Лит. Обзоре к данной работе. Для улучшения комплекса свойств сплавов был применён метод высокоскоростной кристаллизации расплава, конкретно – распыление из перфорированного стакана (стр. 44 данной работы). Затем все 6 сплавов были подвергнуты «холодному» прессованию, в результате были получены прутки, которые и послужили основным материалом для исследований. Прутки были подвергнуты термообработке (отжиг, искусственное старение), затем они были нарезаны на короткие образцы, из которых были изготовлены шлифы. Параллельно часть образцов была исследована на предмет твёрдости, теплопроводности, коэффициента линейного расширения и др. (все данные приведены в пункте 3.2 Экспериментальной части данной работы). В результате был выбран сплав №2, как обладающий наилучшим комплексом свойств среди остальных (состав сплава приведён в таблице 1 на стр. 51 данной работы). Этот сплав был предоставлен в рекомендациях для дальнейшего исследования. В заключение хотелось бы сказать, что данное исследование проводилось в институте ВИЛС осенью 2002 года для одной японской корпорации, занимающейся производством двигателей автомобилей Формулы – 1, поэтому не все данные по этой исследовательской работе (в частности, фотографии микрошлифов) представилось возможным опубликовать в этом дипломном проекте, по просьбе заказчика исследования. Однако основная информация была донесена, и она может послужить основой для сторонних исследований, направленных на дальнейшее изучение свойств этой системы сплавов.

ЛИТЕРАТУРА

1. Добаткин В.И. в кн.: "Металлургия гранул", М., ШЛС, Л 4, Ю88,
с.П-23.

2. Промышленные алюминиевые сплавы. Под редакцией Ф.И.Квасова и И.Н.Фридляндера, М., Металлургия, 1984, 528 с.

3. Джоунс Г.И. в кн.: "Сверхбыстрая закалка жидких сплавов". Перевод под ред. В.Т.Борисова, М., Металлургия, 1986, с.12-67.

4. Мирошниченко М.С. "Закалка из жидкого состояния", М., Металлургия, 1982, 168 с.

5. Добаткин В.И. в кн.: "Металлургия гранул", М., ВИЛС, * I, I983, с.23-33.

6. Добаткин В.И. в кн.: "Металловедение, литье и обработка легких сплавов", ВИЛС, 1986, с.3-18.

7. Данилов В.И. "Строение и кристаллизация жидкости". Киев, ивд-во "Киев" АН УССР, 1956, 566 с.

8. Добаткин В.И. в кн.: "Алюминий и технический прогресс", М., ВИЛС, 1987 г., с.164-172.

9. Мондольфо Л.Ф. "Структура и свойства алюминиевых сплавов". М., Металлургия, 1979, 640 с.
10. Мирошниченко И.С., Брехаря Г.П. - ФММ., 1970, Л 3, с. 664-666.

11. Борисов В.Т., Духин А.И. - В кн.: "Механизм и кинетика кристаллизации", Минск, "Наука и техника", 1969, с.176-181.

12. S.Y. Savage and F.H. Froes, Metals, 1984, 36, № 4, р.20-32.

13. Nicolas Y. Grant, Y. Metals, 1983, 35, №1, p.20-27

14. И. Ф. Колобнев «Жаропрочные литейные алюминиевые сплавы», Москва, с.86-140