ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Обоснование выбора сплавов для

Исследования

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

1) доэвтектические (содержание Si 6…9 %)

2) эвтектические (10…12 %)

3) заэвтектические сплавы (17…21 %)

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

 

 

3.2 Исследование гранулированных сплавов

Одним из главных эффектов высокоскоростной кристаллизации является уменьшенный размер всех структурных компонентов сплава, включая нерастворимые в матрице интерметаллиды (первичные кристаллы, эвтектики). Следовательно, существует возможность трансформировать избыточные кристаллы Mg ₂ Si 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 - Mg ₂ Si и Al - Mg ₂ Si - Si (таблица 1).

Таблица 3.1. Химические составы выбранных гранулируемых сплавов.

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

Рис.1 Квази-бинарное сечение равновесной диаграммы Al – Mg – Si

·   - расположение исследуемых сплавов

 

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

 

Таблица 3.2. Твёрдость исследуемых сплавов до и после термообработки

 

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

 

 

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

 

 

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

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

 

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

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

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

 

Таблица 3.4. Остаточная твёрдость исследуемых сплавов после 100 часов выдержки

при разных температурах.

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

 

 

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

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

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

 

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

250^оС

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

 

Таблица 3.6. Прочностные свойства прутков, полученных путём прессования         

 исследуемых гранулированных сплавов.

Сплав №		Комнатная температура	250оС	300оС	350оС
1R	UTS, MPa	320	155	135	-
	YS, MPa	278	138	105	-
	d, %	0,5	1,0	2,5
2R	UTS, MPa

358

324

2,6