Способ модифицирования алюминиевых сплавов. Легирование и модифицирование алюминия и магния Мсм смеси модификации алюминиевых сплавов

Изобретение относится к металлургии, в частности к литейному производству, может быть использовано для получения отливок из алюминиевых сплавов общемашиностроительного назначения. Цель: путем введения новых компонентов и изменения соотношения компонентов модифицирующей смеси для обработки расплава получить отливки повышенной герметичности при высокой прочности и пластичности. Сущность изобретения: после расплавления шихты в расплав вводится модифицирующая смесь, содержащая карбидо-, нитридообразующие элементы и сумму окислов алюминия и меди в соотношении 30 - 70: 0,1 - 0,5 и щелочные и/или щелочно-земельные металлы и их соединения. Модифицирующая смесь вводится в количестве 0,02 - 0,20 мас.% шихты. Соотношение окислов алюминия и меди составляет 100: 0,01 - 0,98. 2 з.п.ф-лы, 2 табл.

Изобретение относится к металлургии, более точно к литейному производству, и может быть использовано для получения отливок из сплавов на основе алюминия повышенного качества, особенно высокой герметичности. Для получения отливок из сплавов на основе алюминия повышенного качества применяют рафинирование и модифицирование с использованием различных газов и сложных по своему составу модификаторов. Это усложняет и удорожает технологию, не позволяет оптимизировать весь комплекс физико-механических характеристик и ухудшает технологичность. Известны следующие способы модифицирования алюминиевых сплавов. Способ получения сплавов системы алюминий-титан-бор предусматривает модифицирование фторидами щелочных металлов титана и бора, к которым добавлено 2-10% от массы фторидов порошкового окисла алюминия (Заявка Япония N 55-51499, кл. C 22C 1/02). Данное изобретение обеспечивает повышение прочностных характеристик отливок, однако герметичность отливок недостаточна, способ не экономичен. Известен способ модифицирования сплава алюминий-титан, который включает введение в расплав бора в виде ультрадисперсного порошка гексаборида лантана (авт. св. N 1168622, кл. C 22 C 1/06, 1983). Способ обеспечивает улучшение модифицирующего эффекта при снижении стоимости, но герметичность отливок неудовлетворительна. Известен способ обработки заэвтектических силуминов, заключающийся в модифицировании смесью, которая включает, мас.%: фосфор 7-13, медь 45-70, сумма железа и хлора 2,5-8, остальное отходы производства фосфора, содержащие натрий, калий, кальций, кремний, кислород (авт. св. N 687853, кл. C 22 C 1/06, 1977). Недостатком данного способа является низкая пластичность и герметичность отливок в связи с повышенным содержанием меди и фосфора. Известен способ получения отливок из алюминиевых сплавов, включающий использование для модифицирования расплава ультрадисперсных порошков сфен-циркона (смесь оксидов циркония, ниобия и титана) (см. ж-л "Литейное производство", N 4, 1991 г., стр. 17). Данный способ обеспечивает повышение прочности и пластичности отливок, однако герметичность их остается на неудовлетворительном уровне, так как использованные в этом техническом решении оксиды и продукты их взаимодействия практически полностью локализуются внутри зерен (субзерен) и не оказывают благоприятного влияния на состояние границ зерен. Наиболее близким по технической сущности и решаемой задаче является способ рафинирования и модифицирования алюминиевых сплавов, включающий обработку расплава смесью солей фтористого калия и хлористого калия совместно с фтористым натрием и/или натриевым криолитом в количестве 2-3% от веса расплава (авт. св. N 899698, кл. C 22 C 1/06, 1982. Данный способ упрощает технологию и снижает затраты на рафинирование и модифицирование, однако герметичность отливок остается низкой, так как не происходит интенсивного измельчения зерна, поскольку реализуется механизм модифицирования II рода, т.е. за счет торможения роста зерен, а не увеличения количества центров кристаллизации. В основу изобретения положена задача: путем использования для модифицирования сплавов на основе алюминия нового набора компонентов по составу и концентрации, получить отливки, обладающие высокой герметичностью при сохранении повышенной прочности и пластичности. Задача решена таким образом, что в предлагаемом способе модифицирования алюминиевых сплавов, включающем расплавление шихты и введение модифицирующей смеси, в качестве модифицирующей используют смесь карбидо- и нитридообразующих элементов, суммы оксидов алюминия и меди в соотношении элементов и оксидов 30-70:0,1-0,5 и щелочных и/или щелочно-земельных металлов и их соединений в количестве 0,02-0,20% от массы шихты. В качестве карбидо- и нитридообразующих элементов используют оксиды циркония, титана, ниобия, гафния, тантала. В качестве щелочных и/или щелочноземельных металлов и их соединений используют криолит. Соотношение оксидов алюминия и меди составляет 100:0,01-0,98. Сопоставительный анализ с известными техническими решениями (аналоги и прототип) позволяет сделать вывод о том, что заявленный способ модифицирования алюминиевых сплавов отличается тем, что: в качестве модифицирующей смеси используют карбидо-и нитридообразующие элементы, оксиды алюминия и меди, щелочные и/или щелочно-земельные металлы и их соединения; компоненты: карбидо-и нитридообразующие элементы и сумму оксидов алюминия и меди берут в соотношении 30-70:0,1-0,5, щелочные и/или щелочно-земельные металлы и их соединения - остальное; модифицирующую смесь вводят в количестве 0,02-0,20% от массы шихты; оксиды алюминия и оксиды меди берут в соотношении 100:0,01-0,98. Некоторые компоненты - карбидо-и нитридообразующие элементы, оксиды алюминия, щелочные и щелочно-земельные металлы и их соединения - известны из существующего уровня техники (аналоги и прототип), однако в предлагаемом техническом решении они вводятся в составе других компонентов (новый качественный состав) и в других соотношениях (новое количественное соотношение). Высокий эффект модифицирования смесью карбидо-и нитридообразующих элементов, суммы оксидов алюминия и меди, щелочных и/или щелочно-земельных металлов и их соединений объясняется тем, что в расплаве на основе карбидо-и нитридообразующих элементов после диссоциации оксидов образуются интерметаллиды коллоидальной дисперсности типа Al x Me y , которые в процессе кристаллизации обеспечивают измельчение структуры металла, аналогично действует часть окислов алюминия, близких по составу к стехиометрическому. Большую роль в формировании структуры, субмикроструктуры и, как следствие, комплекса физико-механических, технологических и эксплуатационных свойств отливок и сплавов на основе алюминия играют соединения меди: во-первых, оксиды силициды и, частично, сульфиды меди, которые образуются в расплаве, ответственны за существенное измельчение структуры, при этом ликвидус смещается в сторону более высоких температур, возрастает динамика кристаллизации - многие нежелательные включения в весьма дисперсном виде локализуются внутри измельченных зерен, Во-вторых, соединения меди типа CuAl 2 и более сложные по составу, выделяются из твердого раствора по границам зерен. В связи со значительным увеличением площади межзеренной поверхности из-за измельчения зерен и равномерной локализацией этих дисперсных выделений обеспечивается снижение концентрации напряжений с одновременным ростом плотности, герметичности отливки в целом. Введение модифицирующей смеси менее 0,02 мас.%. шихты не дает должного эффекта по уровню герметичности и другим характеристикам, а выход за верхний предел 0,20 мас.% шихты приводит к снижению пластичности отливок. Пределы соотношения компонентов модифицирующей смеси определяются следующими соображениями: при соотношении карбидо- и нитридообразующих элементов и суммы оксидов алюминия и меди менее 30:0,5 - количество центров кристаллизации оказывается недостаточным, чтобы обеспечить должный уровень свойств отливок; при превышении соотношения более 70:0,1 - сплав охрупчивается из-за чрезмерного количества межзеренных включений. Наряду с потерей пластичности снижается и герметичность, так как возрастает несплошность в околограничных зонах. При соотношении оксидов алюминия и оксидов меди больше, чем 100:0,01 влияние вторичных фаз резко уменьшается, так как оксиды и другие соединения меди целиком реализуются в виде включений, образующихся в расплаве, выше ликвидуса и не оказывают положительного воздействия на структуру и свойства отливок, а, если это соотношение меньше, чем 100:0,98 - количество вторичныф фаз, локализующихся по границам зерен, возрастает настолько, что появляются несплошности в местах выделений и герметичность таких отливок падает. П р и м е р. В вигель 250- и килограммовой печи сопротивления ЭСТ-250 в соответствии с расчетом шихты загружали компоненты для получения алюминиевого сплава АК7ч (АЛ9). После расплавления шихты и доводки расплава по химсоставу, расплав при температуре 650-780 о С обрабатывают модифицирующей смесью, вводя ее под "колокольчиком" максимально близко к дну тигля. Обработку проводят до окончания барботажа, после чего "колокольчик удаляют и снимают шлак с поверхности расплава. Таким способом выплавлялась серия плавок, в которых варьировалось количество вводимой модифицирующей смеси и ее состав. Для сравнения одну из плавок модифицировали флюсом в количестве 2,5 мас. % шихты, приготовленным из измельченной обезвоженной смеси фтористого калия с хлористым калием в соотношении 2:3 по массе, а также фтористого натрия и натриевого криолита в равных долях. Флюс наносился на поверхность расплава при температуре последнего 720-740 о С и перемешивался с металлом; после выдержки 10-15 мин шлак удаляли. Полученный сплав имел химический состав, мас.%.: маpганец 0,46-0,52; медь 0,18-0,21; цинк 0,28-0,32; магний 0,2-0,4; железо 1,2-1,8, свинец 0,03-0,05; олово 0,008-0,012; кремний 6,2-7,6; алюминий остальное. Испытания механических свойств проводились на образцах, изготовленных из слитков, полученных в металлической форме, по стандартным методикам. Гидроиспытания проводились при давлении 5 кГс/см 2 на деталях типа "колесо насосное", полученных методом литья под давлением. Результаты испытаний образцов и отливок из сплава АК7ч (АЛ9) после различных вариантов модифицирования приведены в табл. 1 и 2. Анализ полученных результатов показывает, что образцы и отливки деталей, модифицированные заявленным способом, при высокой прочности и пластичности обладают существенно более высокой плотностью, а в деталях - герметичностью. Если по сравнению со способом-прототипом, заявленный способ повышает герметичность отливки более чем в два раза; по сравнению с серийной технологией - в четыре-шесть раз. Предлагаемый способ может быть использован в литейных цехах машиностроительных заводов и специализированных производств отливок из алюминиевых сплавов с повышенными требованиями к герметичности.

Формула изобретения

1. СПОСОБ МОДИФИЦИРОВАНИЯ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ, включающий расплавление шихты и введение в расплав модификатора в присутствии криолита, отличающийся тем, что в качестве модификатора используют смесь карбидо-, нитридообразующих элементов и оксиды алюминия и меди при соотношении элементов и оксидов 30 - 70: 0,1 - 0,5 и щелочных и/или щелочноземельных металлов и их соединений в количестве 0,02 - 0,20% от массы сплава, причем соотношение оксидов алюминия и меди составляет 100: 0,01 - 0,98. 2. Способ по п.1, отличающийся тем, что в качестве карбидо-, нитридообразующих элементов используют оксиды циркония, титана, ниобия, гафния, тантала по отдельности или в любом сочетании. 3. Способ по п.1, отличающийся тем, что в качестве щелочных и/или щелочноземельных металлов и их соединений используют криолит.

Алюминиевые сплавы модифицируют с целью измельчения макрозерна, первично кристаллизующихся фаз и фаз, входящих в эвтектики, а также с целью изменения формы выделения хрупких фаз.

Для измельчения макрозерна в расплавы вводят гитан, цирконий, бор или ванадий в количестве (),()5...(),15 % от массы расплава. При взаимодействии с алюминием элементы-модификаторы образуют тугоплавкие интерметаллиды (TiAh, ZrAh, TiBi и др.), обладающие однотипностью кристаллических решеток и размерным соответствием их параметров в некоторых кристаллографических плоскостях с кристаллическими решетками а^-твердых растворов сплавов. В расплавах появляется большое число центов кристаллизации, что обуславливает измельчение зерна в отливках. Этот вид модифицирования широко используют при литье деформируемых сплавов (В95, Д16, АК6 и др.) и несколько реже при литье фасонных отливок. Модификаторы вводят в виде лигатур с алюминием при 720...750 °С.

Еще большее измельчение макрозерна деформируемых сплавов получают при совместном введении титана и бора в виде тройной лигатуры Al-Ti-B с соотношением Ti: В = 5: 1. Центрами кристаллизации в этом случае служат частицы соединений не только TiAb„ но и TiB 2 размером 2...6 мкм. Совместное модифицирование алюминиевых сплавов титаном и бором позволяет получать однородную макроструктуру с размером зерна 0,2...0,3 мм в слитках диаметром более 500 мм. Для введения титана и бора используют лигатуру Al-Ti-B, препарат «зернолит» или флюс, содержащий фторбораг и фгортитанат калия. Состав модификаторов приведен в табл. 7.8 и 7.10. Наибольшая степень усвоения титана и бора наблюдается при использовании флюса, который наряду с модифицирующим оказывает и рафинирующее воздействие.

Модифицирование макроструктуры алюминиевых деформируемых сплавов повышает технологическую пластичность слитков и однородность механических свойств в поковках и штамповках.

Как уже отмечалось, железо в алюминиевых сплавах образует твердые интерметаллиды - тройную промежуточную P(AlFeSi)4|)a3y и химическое соединение FeAl;,. Эти соединения кристаллизуются в форме грубых иглообразных кристаллов, резко снижающих пластические свойства сплавов. Нейтрализацию вредного влияния железа осуществляют введением в расплавы присадок марганца, хрома или бериллия. Десятые доли (0,3...0,4) процента этих присадок подавляют образование иглообразных кристаллов железистой составляющей, способствуют их коагуляции и выделению в компактной округлой форме за счет усложнения состава. Модифицирующие присадки вводят в расплав в виде лигатур при 750...780 °С.

Литейные доэвгектические и эвтектические сплавы АК12(АЛ2), АК9ч(АЛ4), АК7ч(АЛ9), АК7Ц9(АЛ11), АК8(АЛ34) для измельчения выделений эвтектического кремния модифицируют натрием или стронцием (см. табл. 7.10).

Металлический натрий вводят при 750...780 °С на дно расплава с помощью колокольчика. Ввиду низкой температуры кипения (880 °С) и большой химической активности введение натрия связано с некоторыми затруднениями - большим угаром модификатора и га- зонасыщением расплава, поскольку натрий хранят в керосине. Поэтому в производственных условиях чистый натрий для модифицирования не применяют. Для этой цели используют соли натрия.

Таблица 7.10

Состав модификаторов для алюминиевых сплавов

модификатора	Состав модификатора	Количество модификатора, %	Расчетное количество модифицирующего элемента, %	Температура модифицирования, °C
	Лигатура Al-Ti (2,5 % Ti)
	Лигатура Al-Ti-B (5 % Ti, 1 % В)		0,05...0,10 Ti, 0,01...0.02 В
	«Зернолит» (55% K 2 TiP"6 + 3 % K,SiF (, + 27 % KBFj + 15 % C 2 C1,)		0.01...0,02 В, 0,05...0,10 Ti
	Флюс (35 % NaCl, 35 % KC1, 20 % K 2 TiF ft , 10 % KBF 4)		0.01...0,02 В, 0,05...0,10 Ti
	Металлический натрий
	Флюс (67 % NaF + 33 % NaCl)
	Флюс (62,5 % NaCl + 25% NaF +12,5 %KC1)
	Флюс (50 % NaCl, 30 % NaF, 10 % KC1, 10%Na,AlF6)
	Флюс (35 % NaCl, 40 % KC1, 10 % NaF, 15 % N,A1F (1)
	Лигатура Al-Sr (10 % Sr)
	Лигатура Cu-P (9... 11 % P)
	Смесь 20 % красного фосфора с 10 % K 2 ZrF (, и 70 % КС1
	Смесь 58 % K 2 ZrF 6 с 34 % порошка алюминия и 8 % красного фосфора
	Фосфороорганические вещества (хлорофос, трифенилфосфат)

Примечание. Модификаторы № 1 - № 4 применяют для деформируемых сплавов, № 5 - № 10 - для модифицирования эвтектики доэвтектических Al-Si сплавов, № 11 - № 14 - для заэвтектических силуминов.

Модифицирование двойным модификатором № 6 (см. табл. 7.10) ведут при 780...810 °С. Применение тройного модификатора № 7 (см. табл. 7.10) позволяет снизить температуру модифицирования до 730...750 °С.

Для модифицирования сплав из плавильной печи переливают в ковш, который устанавливают на обогреваемый стенд. Металл подогревают до температуры модифицирования, снимают шлак и на поверхность расплава ровным слоем засыпают молотый и обезвоженный модификатор (1...2 % от массы металла). Расплав с нанесенными на его поверхность солями выдерживают при температуре модифицирования 12... 15 мин в случае использования модификатора № 6 и 6...7 мин - модификатора № 7. В результате реакции 6NaF + А1 -* -* Na 3 AlF 6 + 3Na происходит восстановление натрия, который оказывает модифицирующее воздействие на расплав. Для ускорения реакции и обеспечения более полного восстановления натрия корочку солей нарубают и замешивают на глубину 50... 100 мм. Образующийся шлак сгущают добавлением фторида или хлорида натрия и удаляют с поверхности расплава. Контроль качества модифицирования ведут по изломам проб и микроструктуре (см. рис. 7.5). Модифицированный сплав имеет мелкозернистый излом светло-серого цвета без блестящих площадок. После модифицирования сплав должен быть разлит по формам в течение 25...30 мин, так как более длительная выдержка сопровождается снижением эффекта модифицирования.

Использование универсального флюса № 8 (см. табл. 7.10) позволяет совместить операции рафинирования и модифицирования силуминов. Сухой порошкообразный флюс в количестве 0,5... 1,0 % от массы расплава засыпают под струю металла во время перелива из плавильной печи в ковш. Струя хорошо перемешивает флюс с расплавом. Процесс идет успешно, если температура расплава не ниже 720 °С. Для модифицирования используют также универсальный флюс № 9 (см. табл. 7.10). Этот флюс вводят в расплав в количестве 1,0... 1,5 % при 750 °С в расплавленном состоянии. При использовании универсальных флюсов отпадает необходимость в перегреве расплава, уменьшается время обработки расплава, снижается расход флюса.

Существенными недостатками модифицирования натрием являются недостаточная длительность сохранения эффекта модифицирования и повышенная склонность сплавов к поглощению водорода и образованию газовой пористости.

Хорошими модифицирующими свойствами обладает стронций. В отличие от натрия этот элемент медленнее выгорает из алюминиевых расплавов, что позволяет сохранять эффект модифицирования до 2...4 ч; он в меньшей степени, чем натрий, увеличивает окисляемосгь силуминов и их склонность к газопоглощению. Для введения стронция используют лигатуры А1 - 5 % Sr или А1 - К) % Sr. Режим модифицирования стронцием приведен в табл. 7.10.

К числу модификаторов длительного действия относят также РЗМ, в том числе мишметалл и сурьму, которые вводят в количестве 0,15...0,30 %.

Заэвтекгические силумины (больше 13 % Si) кристаллизуются с выделением хорошо ограненных крупных частиц кремния. Обладая высокой твердостью и хрупкостью, первичные кристаллы кремния существенно затрудняют механическую обработку отливок и обусловливают полную потерю ими пластичности (б = 0). Измельчение первичных кристаллов кремния в этих сплавах осуществляют введением в расплав 0,05...0,10 % фосфора. Для введения фосфора используют модификаторы № 11 - № 14 (см. табл. 7.10).

1 Современное состояние теории, технологии и оборудования для получения прутковых лигатурных материалов

1.1 Теоретические основы модифицирования

1.2 Модифицирование алюминиевых сплавов

1.3 Способы производства лигатур

1.4 Оценка модифицирующей способности лигатуры

1.5 Методы и оборудование для получения прутковых лигатурных материалов из алюминия и его сплавов

1.6 Влияние структуры лигатурных материалов на модифицирующий эффект при литье слитков алюминиевых сплавов

1.7 Выводы и постановка задач исследований

2 Материалы, методики исследований и оборудование

2.1 План экспериментальных исследований

2.2 Материалы для изготовления модификаторов

2.3 Технология и оборудование для получения модифицирующих материалов

2.4 Методы обработки модифицирующих материалов

2.5 Методики исследования модифицирующих материалов

2.6 Материалы и методики исследования для изучения модифицирующей способности прутков, полученных методом СЛИПП

3 Моделирование механизма модифицирования и получение на его основе технологии изготовления лигатурных материалов

3.1 Процессы плавления и кристаллизации с позиции кинетической энергии атомов и кластерного строения жидкости

3.2 О роли кластерного строения жидкости в процессах модифицирования

3.3 Моделирование процесса растворения в алюминии модифицирующего прутка

3.4 Выводы

4 Структурные исследования модифицирующих материалов, получаемых методом СЛИПП

4.1 Макро- и микроструктурные исследования полуфабрикатов и промежуточных продуктов совмещенных процессов литья-прокатки- 89 прессования

4.2 Исследование температуры начала рекристаллизации прутка из 93 алюминия, полученного методом СЛИПП

4.3 Изучение влияния количества вводимого модифицирующего прутка и технологических режимов модифицирования на размер зерна в слитках 96 алюминия

4.4 Выводы

5 Исследование модифицирующей способности прутков в промышленных условиях

5.1 Исследование модифицирующей способности прутков при литье серийных слитков из сплавов В95пч и

5.2 Исследование модифицирующей способности прутков при литье серийных слитков из сплава АДЗ

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Изучение механизма модифицирования алюминиевых сплавов и закономерностей структурообразования при получении лигатурных материалов методом высокоскоростной кристаллизации-деформации»

Актуальность работы. Структура и свойства деформированных полуфабрикатов из алюминия и его сплавов во многом зависят от качества слитка, которое определяется формой, размерами зерен и внутренним строением. Тонкое внутреннее строение и мелкозернистая структура повышают пластичность при горячей деформации, улучшают свойства, поэтому для получения качественных изделий из алюминиевых сплавов очень важно правильно оценивать целесообразность применения способа модифицирования и найти пути преодоления его негативных сторон.

В настоящее время методы модифицирования алюминиевых сплавов все еще не совершенны. Не всегда удается получить устойчивый процесс измельчения зерна, кроме того, материалом модификатора загрязняются модифицируемые слитки. Поэтому до сих пор ведутся поиски достаточно эффективных модификаторов. Наиболее широкое распространение в практике модифицирования алюминиевых сплавов находят добавки титана и бора, например, в виде сплавов системы AI-Ti-B, Al-Ti и другие. Практический опыт использования прутковых лигатур различных фирм производителей показал, что наиболее мелкое зерно алюминия (0,13-0,20 мм) достигается при использовании лигатуры Al-Ti-B фирмы «Кавекки», однако ее использование ведет к удорожанию полуфабрикатов. В связи с этим поиск новых модификаторов, обладающих высокой модифицирующей способностью наряду с возможностью сохранения химического состава сплава, после его введения, исследование структуры и свойств, полученных при этом полуфабрикатов, является актуальной задачей.

Цель работы. Целью данной работы является повышение качества алюминиевых полуфабрикатов на основе изучения процессов гомогенного модифицирования и его практической реализации с применением материалов, полученных совмещенными методами высокоскоростной кристаллизации-деформации.

Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:

Изучение структурного состояния модифицируемого металла;

Исследование влияния полноты протекания рекристаллизации в прутке-модификаторе на процессы модифицирования;

Изучение эффективности модифицирования в зависимости от технологии получения прутка-модификатора;

Исследования структуры прутков и промежуточных продуктов совмещенных процессов литья и прокатки-прессования;

Изучение влияния технологических параметров модифицирования на его эффективность;

Опробование в промышленных условиях модифицирующей способности прутков, полученных совмещенным методом литья и прокатки-прессования (СЛИПП).

На защиту выносятся:

Научное обоснование механизма гомогенного модифицирования;

Комплекс технических и технологических решений, обеспечивающих создание новой технологии модифицирования для производства слитков из алюминия и его сплавов;

Результаты теоретических и экспериментальных исследований по определению основных требований к температурно-деформационным условиям процесса получения прутков и размерных характеристик очага деформации;

Закономерности структурообразования при получении лигатурных материалов методом высокоскоростной кристаллизации-деформации;

Способ получения модифицирующих материалов.

Научная новизна работы.

1. Предложен и научно обоснован новый механизм модифицирования алюминиевых сплавов, основанный на гомогенном образовании центров кристаллизации, возникающих на базе развитой тонкодифференцированной субзеренной структуры прутка-модификатора.

2. Экспериментально доказано, что алюминиевый пруток, изготовленный по технологии СЛИПП, является эффективным модификатором, обеспечивающим повышение качества изделий из алюминиевых сплавов за счет измельчения зеренной структуры без загрязнения их химического состава веществами прутка-модификатора.

3. Установлены оптимальные соотношения технологических параметров изготовления модифицирующих прутков с тонкодифференцированной субзеренной структурой и технологии модифицирования слитков с их использованием, на основе которых созданы способы получения качественных слитков.

4. Впервые выполнены исследования структуры металла в зонах кристаллизации-деформации при реализации совмещенного процесса литья и прокатки-прессования, позволившие определить основные требования к температурно-деформационным условиям ведения процесса и размерным характеристикам очага деформации, положенным в основу создания установок для получения регламентированной субзеренной структуры прутка.

Практическая значимость работы.

1. Разработан технологический процесс получения прутков с устойчивой ультрамелкой субзеренной структурой и установлены технологические параметры данного процесса.

2. На основе применения метода совмещенного литья и прокатки-прессования получено новое техническое решение на устройство, защищенное патентом РФ №2200644, и создана экспериментальная лабораторная установка СЛИПП.

3. Разработан новый способ модифицирования алюминиевых сплавов.

4. В условиях промышленного предприятия ООО «ТК СЕГАЛ» на базе запатентованного технического решения создана и внедрена установка совмещенной обработки металла для получения модифицирующего прутка.

5. Проведено промышленное опробование технологии модифицирования при получении промышленных слитков на Верхне-Салдинском металлургическом производственном объединении (ВСМПО).

Представленная работа выполнялась в рамках программы «Научные исследования высшей школы по приоритетным направлениям науки и техники» (раздел «Производственные технологии»), гранта № 03-01-96106 Российского фонда фундаментальных исследований, гранта № НШ-2212.2003.8 Президента РФ на поддержку молодых российских ученых и ведущих научных школ, краевых научно-технических программ комитета по науке и высшему образованию администрации Красноярского края «Создание мини-завода по производству длинномерных изделий (катанка и профильная продукция) из алюминиевых и медных сплавов», а также по договорам с предприятиями ОАО «Верхне-Салдинское металлургическое производственное объединение» и ООО «ТК СЕГАЛ».

Заключение диссертации по теме «Металловедение и термическая обработка металлов», Лопатина, Екатерина Сергеевна

4.4 Выводы

Экспериментальные исследования структуры модифицирующих материалов, полученных методом СЛИПП, а также их модифицирующей способности позволили сделать следующие выводы.

1. Высокоскоростная кристаллизация-деформация вызывает увеличение плотности дислокаций, развитие динамических процессов возврата и рекристаллизации, вследствие чего, закристаллизовавшийся на валках металл в ходе прокатки приобретает частично рекристаллизованную структуру. Дальнейшее прессование создает благоприятные условия для протекания в металле процессов динамической полигонизации, результатом которых становится деформированная устойчивая субзеренная структура материала, предотвращающая развитие рекристаллизации в готовом прутке после окончания деформации и при последующем быстром нагреве до достаточно высоких температур.

2. Температуры начала и конца рекристаллизации для прутков из алюминия марки А7, полученных методом СЛИПП, соответственно равны ТрН = 290 °С, ТрК = 350 °С. Это на 40-70 °С выше температуры рекристаллизации алюминиевого прутка, полученного по традиционной технологии сортовой прокатки, что свидетельствует о более устойчивом субзеренном строении прутка, полученного методом СЛИПП.

3. Максимальный эффект модифицирования достигается при введении в жидкий алюминий 3-4 % прутка-модификатора, диаметром 5-9 мм, причем температура расплавленного алюминия в момент модифицирования должна находиться в интервале 700-720 °С. Для получения однородного мелкозернистого строения по всему сечению слитка необходимо выдерживание не менее 5 минут и перемешивание расплава, после введения модифицирующего материала.

5 ИССЛЕДОВАНИЕ МОДИФИЦИРУЮЩЕЙ ПРУТКОВ В ПРОМЫШЛЕННЫХ УСЛОВИЯХ

СПОСОБНОСТИ

Научный интерес представляло поведение нового модифицирующего материала в условиях промышленного производства при литье серийных слитков заданного алюминиевого сплава. С этой целью по вышеуказанной технологии с использованием оптимальных температурно-силовых параметров была изготовлена партия прутков диаметром 9 мм из алюминия А7.

Опытно-промышленную проверку проводили на Верхне-Салдинском металлургическом производственном объединении (приложение В).

5.1 Исследование модифицирующей способности прутков при литье серийных слитков из сплавов В95пч и 2219

Для оценки модифицирующей способности прутков из алюминия А7, полученного методом СЛИПП и сравнения его с применяющимися на Верхне-Салдинском металлургическом производственном объединении (ВСМПО) модификаторами было отлито несколько вариантов плавок каждого из сплавов В95пчи 2219.

1 вариант - модифицирование лигатурой Al-Ti, Al-5Ti-lB;

2 вариант - лигатура Al-Ti, Al-5Ti-lB; модификатор А7;

3 вариант - модификатор А7; лигатура Al-Ti;

4 вариант - модификатор А7.

Модифицирующие добавки вводились в расплав непосредственно перед переливом в изложницы. Исследовали макроструктуру и механические свойства.

Исследование макроструктуры показало, что введение в сплав В95пч нового модифицирующего материала в виде прутка из А7, приготовленного методом СЛИПП, совместно с лигатурой Al-Ti (рисунок 5.1 а, г); Al-Ti-B (рисунок 5.1 б, д) и без лигатур (рисунок 5.1 в, е) позволила получить достаточно однородную плотную, мелкозернистую, субзеренную структуру, равноосного строения. При этом видно, что использование в качестве модификатора только прутка из А7 предпочтительнее, с точки зрения качества полученной макроструктуры.

Макроструктуры ый анализ показал, что сплав 2219 модифицированный прутком А7 имеет однородную мелкозернистую структуру (рисунок 5.2 б, г). Концентрические темно серые полосы на продольном сечении слитка возникли из-за некачественной торцовки темплета.

Рисунок 5.1 - Макроструктура (xl) слитков диаметром 52 мм сплава В95пч: а, б, в - продольное сечение, г,д, е - поперечное сечение; а, г - модифицированный А 7 и Al-Ti; б, д - модифицированный А7, Al-Ti и AI-Ti -В; в, е - модифицированный А7.

На рисунке 5.2 а, в показана структура сплава 2219. Макроструктура слитка, имеет равномерное мелкозернистое строение. Сравнительная характеристика макроструктур темплетов модифицированных только прутком А 7 (рисунок 5.2 б, г) и лигатурами Al-Ti и Al-Ti-B (рисунок 5.2 а, в) показывает идентичность их зеренного строения, что позволяет судить о перспективности нового модифицирующего материала - прутка из алюминия А7, изготовленного методом совмещенного литья и прокатки - прессования. в г

Рисунок 5.2 - Макроструктура (xl) слитков диаметром 52 мм сплава 2219 а, б продольное сечение; в, г поперечное сечение; а, в - модифицированный Al-Ti и Al-Ti -В; б, г - модифицированный А7.

Определение уровня механических свойств проводили при комнатной температуре (20 °С) на образцах, выточенных из макротемплетов сплавов В95пч и 2219. Результаты испытаний приведены в таблице 5.1.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

1. Изучение процессов гомогенного модифицирования и реализация данного процесса с применением материалов, полученных методом высокоскоростной кристаллизации-деформации, обеспечили возможность повышения качества алюминиевых слитков, за счет измельчения зеренной структуры без загрязнения их химического состава веществами модификатора.

2. Предложен механизм модифицирования, основанный на представлениях о кластерном строении жидкого кристаллизующегося металла, при котором гомогенное образование центров кристаллизации, происходит на базе развитой тонкодифференцированной субзеренной структуры растворяющегося в модифицируемом расплаве прутка-модификатора. Формирование кластерного строения жидкости при плавлении твердого металла напрямую связано с исходным зеренным и субзеренным строением плавящихся кристаллов; субзеренное строение обеспечивает большее количество кластеров, а значит и большее количество зародышей при кристаллизации. Следовательно, необходимо, чтобы модифицирующий пруток обладал устойчивым субзеренным строением, для эффективного измельчения зерна.

3. Технология совмещенного литья и прокатки-прессования обеспечивает получение прутков-модификаторов, имеющих субзеренную тонкодифференцированную структуру, необходимую для эффективного модифицирования слитков.

4. Установлены оптимальные соотношения технологических параметров изготовления прутков-модификатров и технологии модифицирования слитков с их использованием. Для получения нерекристаллизованной структуры прутка температура расплавленного металла при литье не должна превышать 720 °С. Наибольший модифицирующий эффект достигается при введении в кристаллизующийся слиток 3-4 % прутка-модификатора, диаметром 5-9 мм, причем температура расплава в момент модифицирования должна находиться в интервале 700-720 °С. Для получения однородного мелкозернистого строения по всему сечению слитка необходимо выдерживание не менее 5 минут и перемешивание расплава, после введения модифицирующего материала.

5. На базе метода совмещенного литья и прокатки-прессования предложено новое техническое решение на устройство и создана экспериментальная лабораторная установка СЛИПП. Установлены основные требования к температурно-деформационным условиям и размерным характеристикам очага деформации, положенным в основу создания установок для получения регламентированной субзеренной структуры прутка.

6. Опробование технологии модифицирования при получении промышленных слитков на Верхне-Салдинском металлургическом производственном объединении (ВСМПО) показало, что модифицирование прутком из алюминия, полученного методом СЛИПП, приводит к получению однородной мелкозернистой структуры слитков из алюминиевых сплавов.

7. В условиях промышленного предприятия ООО «ТК СЕГАЛ» на базе запатентованного технического решения разработана и внедрена установка совмещенной обработки металла для получения модифицирующего прутка.

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Лопатина, Екатерина Сергеевна, 2005 год

1. Бондарев, Б. И. Модифицирование деформируемых алюминиевых сплавов Текст. / Б.И. Бондарев, В. И. Напалков, В. И. Тарарышкин. - М.: Металлургия, 1979. -224с.

2. Грачев, С. В. Физическое металловедение Текст.: Учебник для вузов / В.Р. Бараз, А.А. Богатов, В.П. Швейкин; Екатеринбург: Изд-во Уральского государственного технического университета УПИ, 2001. - 534 с.

3. Физическое металловедение. Фазовые превращения. Металлография Текст. / Под редакцией Р. Кана, вып. II. М.: Мир 1968. - 490 с.

4. Данилов, В. И. Некоторые вопросы кинетики кристаллизации жидкостей Текст. / В.И. Данилов // Проблемы металловедения и физики металлов: сб. науч. тр. /М.: Металлургиздат, 1949. С. 10-43.

5. Фридляндер, И. Н. Алюминиевые деформируемые конструкционные сплавы Текст. / И. Н. Фридляндер. М.: Металлургия, 1979. - 208 с.

6. Добаткин, В. И. Слитки алюминиевых сплавов Текст. / В.И. Добаткин. М.: Металлургиздат, I960. - с. 175.

7. Гуляев, Б. Б. Литейные процессы Текст. / Б.Б. Гуляев. М.: Машгиз, I960. - с. 416.

8. Winegard W., Chalmers В. "Trans. Amer. Soc. Metals", 1945, v. 46,p. 1214-1220, il.

9. Kanenko H. " J. Japan Inst. Metals", 1965, v. 29, №11, p. 1032-1035Д1.

10. Turnbull D., Vonnegut B. "Industr. and End. Chem". 1925, v. 46,p. 1292-1298, il.

11. Корольков, A. M. Литейные свойства металлов и сплавов Текст. / A.M. Корольков. М.: Наука, 1967. - с. 199.

12. Елагин, В. И. Легирование деформируемых алюминиевых сплавов переходными металлами Текст. /В.И. Елагин. -М.: Металлургия, 1975.

13. Напалков, В. И. Легирование и модифицирование алюминия и магния Текст. / В. И. Напалков, С.В. Махов; Москва, «МИСИС», 2002.

14. Kissling R., Wallace J. "Foundry", 1963, №6, p. 78-82, il.

15. Cibula A. "J. Inst. Metals", 1951/52, v. 80, p. 1-16, il.

16. Reeve M. "Indian Const. News", 1961, v.10, №9, p. 69-72, il.

17. Новиков, И. И. Горячеломкость цветных металлов и сплавов Текст. / И.И. Новиков. М.: Наука, 1966. - с. 229.

18. Мальцев, М. В. Современные методы улучшения структуры и физико-механических свойств цветных металлов Текст. / М.В. Мальцев. М.: ВИНИТИ, 1957.-с. 28.

19. Мальцев, М. В. Модифицирование структуры металлов и сплавов Текст. / М. В. Мальцев. М.: Металлургия, 1964. - с. 213.

20. Cibula A. "Foundry Trade I.", 1952, v. 93, p. 695-703, il.

21. Sundguist В., Mondolfo L. "Trans. Met. Soc. AIME", 1960, v. 221, p. 607-611,il.

22. Davies I., Dennis I., Hellawell A. "Metallurg. Trans", 1970, №1,p. 275-279, il.

24. Collins D.- "Metallurg. Trans." 1972, v. 3, №8, p. 2290-2292, il.

25. Moriceau I. "Metallurgia ital.", 1970, v.62, №8, p. 295-301, il.

26. Naess S.,Berg O. "Z. MetallKunde", 1974, Bd 65, №9, s. 599-602, il.

27. Cisse J., Kerr H., Boiling G.- "Metallurg. Trans." 1974, v. 5, №3, p.633-641, il.

28. Данилов, В. И. Избранные труды Текст. / В.И. Данилов. Киев, Наукова думка, 1971.-е. 453.

29. Ohno A.-"Trans. Iron and Steel Inst. Jap.", 1970, v. 10, №6, p. 459-463, il.

30. Рыжиков, А. А. Текст. / А. А. Рыжиков, P. А. Микрюков // Литейное производство, 1968. №6. - С. 12-14.

31. Scheil E.-"GieBerei, tech. n. wies. Beihefte", 1951, Hf. 5, S. 201-210, il.

32. Неймарк, В. E. Текст. / В. E. Неймарк // Физико химические основы производства стали: кн. / М.: изд-во АН СССР, 1957. - С. 609-703.

33. Пат. 4576791 США Лигатура Al-Sr-Ti-B Текст. / по кл. с 22с 21/00 от 27.02.84.

34. А. с. 1272734 СССР, МКИ С 22 С 21/00. Способ получения лигатуры А1-В Текст., опубл. 22.02.83.

35. А. с. 1302721 СССР, МКИ С 22 С 1/02. Способ получения лигатуры А1-В Текст., опубл. 20.05.85.

36. А. с. 618435 СССР, МКИ С 22 С 1/03. Состав для легирования алюминия бором Текст., опубл. 09.04.80.

37. Белько, С. Ю. О взаимодействии кислородосодержащих соединений бора с алюминием и фтористыми солями Текст. / С. Ю. Белько, Напалков В. И // ТЛС (ВИЛС), 1982. -№8. С. 20-23.

38. Прутиков, Д. Е. Кинетика легирования алюминия бором из криолит -оксидного флюса Текст. / Д. Е. Прутиков, В. С. Коцур // Изв. ВУЗов Цветная металлургия, 1978. №2. - С. 32 - 36

39. Крушенко, Г. Г. Модификатор для алюминиевых сплавов Текст. / Г. Г. Крушенко, А. Ю. Шустров // Изв. ВУЗов Цветная металлургия, 1983. -№10.-С. 20-22.

40. А. с. 908936 СССР, МКИ С 25 С 3/36. Способ получения лигатуры А1-В в алюминиевом электролизере Текст., опубл. 18.03.80.

41. Шпаков, В. И. Опыт получения лигатуры А1-В в алюминиевом электролизере Текст. / В. И. Шпаков, А. А. Абрамов // Изв. ВУЗов Цветная металлургия, 1979. №14. - С. 36 - 38.

42. Абрамов, А. А. Совершенствование технологии производства лигатуры А1-В в электролизере Текст. / А. А. Абрамов, В. И. Шпаков // Изв. ВУЗов Цветная металлургия, 1978. №14. - С. 22 - 23.

43. Альтман, М. В. Металлургия литейных алюминиевых сплавов Текст. / М. В. Альтман. М.: Металлургия, 1972. - с. 287.

44. Заявка 55-51499 Япония Способ получения сплава Al-Ti для измельчения зерна Текст. / по кл. с22с 1/02 от 28.01.78.

45. Нерубащенко, В. В., Получение алюминиевых лигатур в электролизных ваннах Текст. / В. В. Нерубащенко, А. П. Крымов // Цветные металлы, 1980.-№12.-С. 47-48.

46. Нерубащенко, В. В. Влияние совместного введения титана и бора на структуру слитков и полуфабрикатов Текст. / В. В. Нерубащенко, В. И. Напалков // ТЛС (ВИЛС), 1974. №11. - С. 33-35.

47. Напалков, В. И, Лигатуры для производства алюминиевых и магниевых сплавов Текст. / В. И. Напалков, Е. И. Бондарев. - М.: Металлурги я, 1983.

48. Напалков, В. И. Приготовление лигатур А1-В и Al-Ti-B Текст. / В. И. Напалков // ТЛС (ВИЛС), 1974. №1. - С. 12-14.

49. Заявка 55-36256 Японии Способ получения сплава содержащего Ti и В Текст. / по кл. с 22 с 1/02 от 19.09.80.

50. Пат. 4298408 США Лигатура Al-Ti-B Текст. / по кл. с 22 с 21/00 от 07.01.80.

51. Никитин, В. И. Исследование качества лигатур алюминиевых сплавов Текст. / В. И. Никитин, М. Н. Нонин // ТЛС (ВИЛС), 1982. №6. - С. 15-17.

52. Кадышева, Г. И. Исследование модифицирующего действия жидкой лигатуры Al-Ti из электролизеров при приготовлении алюминиевых сплавов Текст. / Г. И. Кадышева, М. П. Боргояков // ТЛС (ВИЛС), 1981. №6. - С. 13-17.

53. Малиновский, Р. Р. Модифицирование структуры слитков алюминиевых сплавов Текст. / P. Р. Малиновский // Цветные металлы №8, 1984.-С. 91-94.

54. Силаев, П. Н., Измельчение структуры алюминиевых сплавов лигатурным прутком в процессе литья Текст. / П. Н. Силаев, Е. И. Бондарев // ТЛС (ВИЛС), 1977. №5. - С. 3-6.

55. Колесов, М. С. О растворимости лигатуры Al-Ti-B в алюминии Текст. / М. С. Колесов, В. А. Дегтярев //Металлы, 1990. -№5. С. 28-30.

56. Шнайдер, А. Качественные требования предъявляемые к лигатуре Al-Ti-В для модифицирования алюминия Текст. / А. Шнайдер // Aluminium -1988-64.- №1.- С. 70-75.

57. Напалков, В. И. Влияние совместных добавок Ti и В на измельчение зерна в алюминиевых сплавах. Модифицирование силуминов Текст. / В. И. Напалков, П. Е. Ходаков. Киев, 1970.

58. Современные методы применения лигатур в алюминиевой промышленности Текст. // ТЛС (ВИЛС), 1972. №11-12. - С. 69-70.

59. Iones G. P., Pearson I. Metallurgical Transactions, 1976, 7В, №6,p. 23-234.

60. Бондарев Е. И. Перспективы развития производства лигатур для алюминиевых сплавов Текст. / Е. И. Бондарев, В. И. Напалков // Цветные металлы, 1977. №5. - С. 56.

61. Тепляков, Ф. К. О механизме образования интерметаллидов и их превращения в процессе приготовления и использования лигатур Al-Ti-B и Al-Ti Текст. / Ф. К. Тепляков, А. П. Оскольских // Цветные металлы, 1991.-№9.-С. 54-55.

62. Научно-исследовательская работа №000270. Разработка промышленной технологии производства модифицирующей лигатуры и лигатурного прутка из сплава Al-Ti-B Текст. / КраМЗ, 1983.

63. Канцельсон, М. П. Литейно-прокатные агрегаты для производства катанки из цветных металлов Текст. / М. П. Канцельсон. М. : ЦНИИТЭИтяжмаш, 1990.

64. Королев, А. А. Механическое оборудование прокатных цехов черной и цветной металлургии Текст. / А. А. Королев. - М.: Металлургия, 1976.

65. Черняк, С. Н. Бесслитковая прокатка алюминиевой ленты Текст. / С. Н. Черняк, П. А. Коваленко. М.: Металлургия, 1976.

66. Гильденгорн, М. С., Непрерывное прессование труб, профилей и проволоки способом Конформ Текст. / М. С. Гильденгорн, В. В.Селиванов // Технология легких сплавов, 1987. № 4

67. Корнилов В. Н. Непрерывное прессование со сваркой алюминиевых сплавов Текст. / В. Н. Корнилов. - Красноярское изд-во педагогического института, 1993.

68. Пат. 3934446 США, В 21 В 21/00. Methods of and apparatus for production of wire Текст. / С. W. Lanham. R. M. Rogers; 27.01.1976.

69. Климко, А.П. Влияние структуры лигатурных материалов на модифицирующий эффект при литье слитков алюминиевых сплавов Текст. / А. П. Климко, А.И. Гришечкин, B.C. Биронт, С.Б. Сидельников, Н.Н. Загиров // Технология легких сплавов. - 2001. № 2. - С.14-19.

70. Пшеничное, Ю. П. Выявление тонкой структуры кристаллов Текст. / Ю. П. Пшеничное: Справочник. М.: Металлургия, 1974. - 528 с.

71. Панченко Е. В. Лаборатория металлографии Текст. / Е. В. Панченко, Ю. А. Скаков, Б. И. Кример, П. П. Арсентьев, К. В. Попов, М. Я. Цвилинг / под ред. д.т.н., проф. Б. Г. Лившица. М.: Металлургия 1965. - 440 с.

72. Крушенко Г. Г. О механизме влияния упругих колебаний на алюминиево-кремниевые сплавы Текст. / Г. Г. Крушенко, А. А. Иванов // «Литейное производство», Москва, 2003. №2. - С. 12-14.

73. Лопатина, Е. С. Моделирование механизма модифицирования Текст. / Е. С. Лопатина, А. П. Климко, В. С. Биронт, //Перспективные материалы, технологии, конструкции, экономика: сб. науч. тр. / под ред. В.

74. B.Стацуры; ГУЦМиЗ, Красноярск, 2004. С. 53-55.

75. Арчакова, 3. Н. Структура и свойства полуфабрикатов из алюминиевых сплавов Текст. / 3. Н. Арчакова, Г. А. Балахонцев, И. Г. Басова. М.: Металлургия, 1984. - 408 с.

76. Сидельникова, Е. С. (Лопатина Е. С.) Исследование модифицирующей способности прутковой лигатуры, полученной методом СЛИПП, на промышленных слитках Текст. / Е. С. Сидельникова, А. П. Климко, В.

77. C. Биронт, С. Б. Сидельников, А. И. Гришечкин, Н. Н. Загиров // Перспективные материалы, технологии, конструкции, экономика: сб. науч. тр. / под ред. В. В.Стацуры; ГАЦМиЗ, Красноярск, 2002. С. 157159.

78. Крушенко, Г. Г. Влияние перегрева на физико-механические свойства алюминия Текст. / Г.Г. Крушенко, В.И. Шпаков // ТЛС (ВИЛС), 1973. №4.- С. 59-62.

79. Крушенко, Г. Г. Непрерывное литье слитков с применением жидкого алюминия и лигатур Текст. / Г. Г. Крушенко, В. Н. Терехов, А. Н. Кузнецов // Цветные металлы №11, 1975. С. 49-51.

80. Крушенко, Г. Г. Приготовление деформируемых сплавов на жидких компонентах при полунепрерывном литье слитков Текст. / Г.Г. Крушенко // Расплавы №2, 2003. С. 87-89.

81. Акт внедрения опытно-промышленной установки СПП-400

82. Расчет экономической эффективности опытно-промышленной установки1. СПП-4001. УТВЕРЖДАЮ:

83. На^а?шти^;финансового управления1. И.С.Бурдин 2003 г.

84. РАСЧЕТ ЭКОНОМИЧЕСКОЙ ЭФФЕКТИВНОСТИот внедрения установки совмещенной обработки алюминиевых сплавов

85. В результате внедрения установки совмещенной обработки алюминиевых сплавов получен следующий экономический эффект.

86. Общий годовой экономический эффект тогда составит 15108000 + 277092000 = 292200000 руб.

87. Таким образом, наиболее экономически выгодно применение установки совмещенной обработки для сплавов типа Амгб, при этом себестоимость продукции снижается практически в 2 раза.

88. Ведущий экономист ООО «Ш СЕГАЛ» ^Го^^оу.Розенбаум В.В.

89. Программа работы по оценке модифицирующих прутков полученных по технологии совмещенного литья и прокаткипрессования

90. УТВЕРЖДАЮ Зам, генерального директора1. И. ГРИИЕЧКИН t?^ ~7002г. 1. ПРОГРАММАработы по оценке модифицирующей способности прутков полученных СЛ и Ш1 при отливке слитков сплава В95 пч и 2219

91. NN 1Ш * Наименование работ > Исполнитель Отметка о выполнении

92. Приготовление шихтовых материалов для получения сплавов В95 пч и 2219 в лабораторных условиях ВЭ5 пч - 3 плавки ■ - 2219 - 3 плавки АО ВСМПО цех 1 нтц июнь 2002 Г.

93. N: п/п Содержание работ Исполнитель Отметка о выполнении

94. Исследование отлитых плавок в объеме: макроструктура (поперечная) - микроструктура (общий вид, размер зерна); - механические свойства при t° комн. (Gb,Go2,6,i|I) - АО ВСМПО ^НТЦ Красноярск июнь 2002 г.

95. Анализ и обобщение полученнных результатов исследований АО.ВСМПО НТЦ Красноярск ИЮЛЬ 2002 г.

96. Оформление заключения АО ВСМПО " Красноярск июль 2002 Г.

Обратите внимание, представленные выше научные тексты размещены для ознакомления и получены посредством распознавания оригинальных текстов диссертаций (OCR). В связи с чем, в них могут содержаться ошибки, связанные с несовершенством алгоритмов распознавания. В PDF файлах диссертаций и авторефератов, которые мы доставляем, подобных ошибок нет.

Плавка большинства алюминиевых сплавов не составляет затруднений Легирующие компоненты, за исключением магния, цинка, а иногда и меди, вводят в виде лигатур При выплавке небольших порций литейных сплавов в тигельных печах защитные флюсы, как правило, не применяют. Обязательной операцией является рафинирование от неметаллических включений и растворенного водорода. Наиболее сложными в плавке являются алюминиевомагниевые и многокомпонентные жаропрочные сплавы.
При плавке деформируемых сплавов особое внимание уделяется очистке печи от шлака и плен предшествующей плавки. При переходе на другую марку сплава, кроме переходных плавок, печь и миксеры промывают с целью удаления остатков старого сплава. Количество металла для промывки должно составлять не меньше четверти емкости печи. Температуру металла во время промывки поддерживают на 40-50 °C выше температуры разливки сплава до промывки. Для ускорения очистки металл в печи интенсивно перемешивают в течение 8-10 мин. Для промывки используют алюминий или переплав Б тех случаях, когда металл из печи сливается полностью, можно ограничиться промывкой флюсами. Плавку сплавов ведут под флюсом
Шихтовые материалы загружают в такой последовательности: чушковый алюминий, крупногабаритные отходы, переплав, лигатуры (чистые металлы). В жидкий металл при температуре не выше 730 °C разрешается загружать сухую стружку и малогабаритный лом. Медь вводят в расплав при температуре 740-750 °С, кремний - при 700-740 °С с помощью колокольчика. Цинк загружают перед магнием, который обычно вводят перед сливом металла. Максимально допустимый перегрев для литейных сплавов 800- -830 "С, а для деформируемых 750-760 °С.
При плавке на воздухе алюминий окисляется. Основными окислителями являются кислород и пары воды. В зависимости от температуры и давления этих газов, а также кинетических условий взаимодействия в результате окисления алюминия образуются оксид алюминия Al2O3, а также Al2O и AlO. Вероятность образования возрастает с увеличением температуры и уменьшением парциального давления кислорода в системе. В обычных условиях плавки термодинамически устойчивой фазой является твердый оксид алюминия γ-Al2O3, которая не растворяется в алюминии и не образует с ним легкоплавких соединений. При нагреве до 1200 °C γ-Al2O3, перекристаллизовывается в α-Al2O3. По мере окисления на поверхности твердого и жидкого алюминия образуется плотная, прочная пленка оксида толщиной 0,1-10 мкм в зависимости от температуры и длительности выдержки. При достижении такой толщины окисление практически приостанавливается, так как диффузия кислорода через пленку резко замедляется.
Процесс окисления жидких сплавов алюминия очень сложен и недостаточно изучен. Имеющиеся литературные данные показывают, что интенсивность окисления составляющих сплава является функцией давления кислорода, давления диссоциации их оксидов, концентрации составляющих в сплаве, скорости диффузии атомов навстречу атомам кислорода, взаимодействия оксидов между собой и т. д. Кинетика окисления определяется сплошностью, плотностью и прочностью окисной пленки. При одинаковой концентрации прежде всего окисляются наиболее активные элементы, у которых образование окисла связано с наибольшим уменьшением изобарно-изотермического потенциала.
Большинство легирующих элементов (медь, кремний, марганец) не оказывают существенного влияния на процесс окисления алюминия и защитные свойства окисной пленки, так как обладают отношением VMem0/mVMe≥1. Окисная пленка на двойных сплавах алюминия с этими элементами при низкой их концентрации состоит из чистой γ-Al2O3. При значительных содержаниях этих элементов образуются твердые растворы оксидов легирующих элементов в γ-Al2O3 и соответствующие шпинели.
Щелочные и щелочноземельные металлы (калий, натрий, барий, литий, кальций, стронций, магний), а также цинк (0,05-0,1 %) сильно увеличивают окисляемость алюминия. Причина этого - рыхлое и пористое строение оксидов этих элементов. Окисная пленка на двойных расплавах в этом случае обогащена оксидами щелочных и щелочноземельных металлов. Для нейтрализации вредного влияния цинка в алюминиевые расплавы вводят 0,1- 0,15 % Mg.
Сплавы алюминия с магнием образуют окисную пленку переменного состава. При малом содержании магния 0,005 % (по массе) - окисная пленка имеет структуру γ-Al2O3 и представляет собой твердый раствор MgO в γ-Al2O3; при содержании 0,01-1,0 % Mg окисная пленка состоит из шпинели (MgO*Al2O3) переменного состава и кристаллов оксида магния; при содержании свыше 1,5 % Mg окисная пленка почти полностью состоит из оксида магния.
Бериллий и лантан замедляют окисление алюминиевых сплавов. Добавка 0,01 % бериллия или лантана снижает скорость окисления сплавов Al-Mg до уровня окисления алюминия. Защитное действие этих элементов объясняется уплотнением окисной пленки посредством заполнения образующихся пор окислами бериллия и лантана.
Сильно снижают окисляемость алюминиевых расплавов фтор и газообразные фториды (SiF4, BF3, SF6 и др.), присутствующие в печной атмосфере в количестве до 0,1 % (по массе). Адсорбируясь на поверхности окисной пленки, они уменьшают скорость проникновения кислорода к поверхности металла.
Перемешивание расплава в процессе плавки сопровождается нарушением целостности окисной пленки и замешиванием обрывков ее в расплав, Обогащение расплавов окисными включениями происходит и в результате обменных реакций с футеровкой плавильных устройств. Наиболее существенное влияние на степень загрязнения расплавов пленками оказывает поверхностная окисленность исходных первичных и вторичных шихтовых материалов. Отрицательная роль этого фактора возрастает по мере уменьшения компактности и увеличения удельной поверхности материала.
Окисная пленка шихты является также источником насыщения расплава водородом, так как на 30-60 % состоит из Al(OH)3. Химически связанная влага с трудом удаляется с поверхности шихтовых материалов даже при температуре 900 С. Гидроксид, попадая в расплав, сильно насыщает его водородом. По этой причине нежелательно вводить в шихту стружку, опилки, обрезь, сплесы и другие некомпактные отходы. Особое значение имеет организация хранения и своевременная переработка отходов и возврата собственного производства, предотвращающие окисление и коррозию с образованием гидроксидов. Введение в шихту собственных возвратов связано также с неизбежным накоплением в сплавах вредной примеси железа, образующего с компонентами сплавов сложные твердые интерметаллические соединения, снижающие пластические свойства и ухудшающие обработку отливок резанием.
Наряду с оксидами и интерметаллидами в расплаве могут присутствовать и другие неметаллические включения - карбиды, нитриды, сульфиды. Однако количество их по сравнению с содержанием оксидов мало. Фазовый состав неметаллических включений в алюминиевых сплавах разнообразен. Кроме оксидов алюминия, в них может содержаться оксид магния (MgO), магнезиальная шпинель (MgAl2O4), нитриды алюминия, магния, титана (AlN, Mg3N2, TiN), карбид алюминия (Al4C3), бориды алюминия и титана (AlB2, TiB2) и др. Основную массу включений составляют оксиды.
В зависимости от происхождения неметаллические включения, встречающиеся в сплавах, можно подразделить на две группы: дисперсные включения и пленки Основная масса дисперсных включений имеет размер 0,03-0,5 мкм. Они сравнительно равномерно распределены в объеме расплава. Наиболее вероятная толщина окисных пленок 0,1-1,0 мкм, а протяженность - от десятых долей миллиметра до нескольких миллиметров. Концентрация таких включений сравнительно мала (0,1-1,0 мм2/см2), а распределение крайне неравномерно. При выстаивании расплавов крупные включения могут всплывать или осаждаться. Однако ввиду большой удельной поверхности пленок и малого отличия их плотности от плотности расплавов всплывание (осаждение) идет медленно, большая часть пленок остается в расплаве и при заполнении формы увлекается в отливку. Еще более медленно отделяются тонкодисперсные взвеси. Практически все количество их переходит в отливку.
Во время плавки алюминий насыщается водородом, содержание которого может достигать 1,0-1,5 см3 на 100 г металла. Основным источником водорода являются пары воды, парциальное давление которых в атмосфере газовых плавильных печей может достигать 8-16 кПа.
Влияние легирующих элементов и примесей на равновесную растворимость водорода в алюминии мало изучено. Известно, что медь и кремний уменьшают растворимость водорода, а магний - увеличивает. Растворимость водорода увеличивают также все гидрообразующие элементы (титан, цирконий, литий, натрий, кальций, барий, стронций и др), Так, сплав алюминия с 2,64 % Ti может выделить до 25 см3 водорода на 100 г, а сплав алюминия с 5 % Zr - 44,5 см3 на 100 г. Наиболее активно увеличивают растворимость водорода и алюминия щелочные и щелочноземельные металлы (натрий, литий, кальций, барий), образующие гидриды.
Существенную долю растворенного в сплавах водорода составляет газ, вносимый лигатурами и электролитической медью Так, например, лигатура алюминий-титан в зависимости от технологии выплавки может содержать до 10 см3 водорода на 100 г, а электролитическая медь с наростами - до 20 см3 на 100 г. Литейные сплавы содержат большее количество примесей и неметаллических включений, чем деформируемые. Поэтому они в большей степени предрасположены к поглощению газов
Кинетика процесса наводороживания алюминиевых расплавов лимитируется массопереносом водорода в жидком металле, через поверхностную окисную пленку и в газовой среде. Наиболее существенное влияние на массоперенос оказывают состав сплава и содержание неметаллических включений, определяющих проницаемость окисной пленки, диффузионную подвижность водорода и возможность выделения его из расплава в виде пузырьков. На проницаемость пленки существенное влияние оказывает также состав газовой среды. Диффузионную подвижность водорода в алюминии уменьшают медь, кремний и особенно магний, марганец и титан. Тонко дисперсные неметаллические включения, обладая высокой адсорбционной способностью по отношению к водороду, сильно замедляют его диффузионную подвижность в алюминиевых расплавах.
Пленка оксида алюминия обладает малой проницаемостью для атомов водорода, она замедляет реакции взаимодействия расплава с влагой атмосферы. При толщине пленки 1-10 мкм газообмен между металлом и атмосферой практически прекращается. На проницаемость пленки большое влияние оказывает состав сплава. Все элементы, увеличивающие окисляемость алюминия (магний, литий, натрий, стронций, кальций), увеличивают проницаемость окисной пленки для водорода. Легирующие элементы (медь, цинк, кремний) мало влияют на газообмен. Они несколько разрыхляют окисную пленку и поэтому способствуют более быстрому насыщению сплавов водородом.
На водородопроницаемость окисной пленки существенно влияет состав атмосферы над расплавом. Проницаемость пленки значительно увеличивается, если в газовой среде присутствуют Cl2, C2Cl6, BF4, SiF4, фреоны и другие галоиды. Хлориды, обладая высоким сродством к алюминию, адсорбируются, проникают под окисную пленку и разрушают ее в результате образования газообразного хлорида алюминия. Фториды менее активно взаимодействуют с алюминием. Взаимодействуя с окисной пленкой, они способствуют дегидратации ее поверхности и десорбции молекул и атомов кислорода. Обладая высокой адсорбционной способностью, фториды занимают освобождающиеся активные центры на пленке и создают оксифторидные комплексы типа Al2O2F2, которые прекращают доступ кислорода и паров воды к расплаву, делают пленку тонкой и проницаемой для водорода. Жидкие флюсы, содержащие фториды, также разрушают окисную пленку и облегчают дегазацию расплавов.
Растворенный водород, выделяясь при кристаллизации расплавов, вызывает образование газовой и газоусадочной пористости в отливках. С увеличением концентрации водорода газовая пористость отливок возрастает. Предрасположенность алюминиевых сплавов к газовой пористости определяется степенью пересыщенности твердого раствора водородом, которая выражается отношением η - (Сж-Ств)/Ств, где Cж и Cтв - концентрации водорода в жидком и твердом сплаве, см3/100 г. Газовая пористость не образуется, когда Стп=Сж. Степень пересыщения твердого раствора увеличивается с увеличением скорости охлаждения.
Для каждого сплава имеются предельные концентрации водорода, ниже которых не происходит образование газовых пор в отливках при заданных скоростях охлаждения. Так, например, для того чтобы предотвратить образование газовых пор при затвердевании толстостенных отливок из сплава Al - 7 % Si, содержание водорода в расплаве не должно превышать 0,15 см3 на 100 г. Предельным содержанием водорода в дуралюминах считается 0,12-0,18 см3 на 100 г в зависимости от интенсивности охлаждения при кристаллизации.
Предохранение алюминиевых расплавов от окисления и поглощения водорода достигается плавкой под флюсами в слабоокислительной атмосфере. В качестве покровного флюса при плавке большинства сплавов, содержащих не более 2 % Mg, используют смесь хлоридов натрия и калия (45 % NaCl и 55 % KCl) в количестве 1-2 % от массы шихты. Состав флюса соответствует твердому раствору с минимальной температурой плавления 660 °С. Для этой цели рекомендуют также и более сложный по составу флюс (табл. 12).

Для алюминиевомагниевых сплавов в качестве покровного флюса используют карналлит (MgCl2*KCl) и смеси карналлита с 40-50 % хлористого бария или 10-15 % фтористого кальция. Если применение флюса невозможно, защиту от окисления осуществляют введением бериллия (0,03-0,05 %). Защитные флюсы широко используют при плавке сплавов в отражательных печах.
Для предотвращения взаимодействия с влагой принимают меры к удалению ее из футеровки плавильных печей и разливочных устройств, из рафинирующих и модифицирующих флюсов; подвергают прокалке и окраске плавильно-разливочный инструмент, производят подогрев, очистку и сушку шихтовых материалов.
Однако как бы тщательно не защищали расплав, при плавке на воздухе он всегда оказывается загрязненным оксидами, нитридами, карбидами, включениями шлака и флюса, водородом, поэтому перед заливкой в формы его необходимо очищать.

Рафинирование расплавов

Для очистки алюминиевых сплавов от взвешенных неметаллических включений и растворенного водорода применяют отстаивание, продувку инертным и активным газами, обработку хлористыми солями и флюсами, вакуумирование, фильтрование через сетчатые и зернистые фильтры, электрофлюсовое рафинирование.
Как самостоятельный процесс отстаивание может быть применимо в тех случаях, когда разность плотностей достаточно велика и размер частиц не слишком мал. Ho и в этих случаях процесс идет медленно, требуется повышенный расход топлива и он оказывается малоэффективным.
Очистка расплавов продувкой инертными или активными газами основана на протекании двух процессов диффузии растворенного газа в пузырьки, продуваемого и флотирующего действия пузырьков по отношению к включениям и мельчайшим газовым пузырькам. Рафинирование осуществляется тем успешнее, чем меньше размер пузырьков продуваемого газа и равномернее распределение их по объему расплава. В этой связи заслуживает особого внимания способ обработки расплавов инертными газами с использованием пористых керамических вставок. Ho сравнению с другими способами введения инертных газов в расплавы продувка через пористые вставки наиболее эффективна.
Продувку расплавов газами широко используют в литейных цехах по производству слитков. Ее осуществляют в специальных футерованных коробах, установленных на пути перелива металла из миксера в кристаллизатор. Для рафинирования алюминиевых расплавов используют азот, аргон, гелий, хлор и смесь его с азотом (90 %), очищенные от влаги и кислорода.
Продувку азотом или аргоном ведут при 720-730 °С. Длительность продувки в зависимости от объема расплава колеблется в пределах 5-20 мин; расход газа составляет 0,3-1 % от массы расплава. Такая обработка позволяет снизить содержание неметаллических включений до 1.0-0,5 мм2/см2 по технологической пробе В.И. Добаткина и BK. Зиновьева, а содержание водорода - до 0,2-0,15 см3 на 100 г металла.
Обработку расплавов хлором осуществляют в герметичных камерах или ковшах, имеющих крышку с отводом газов в вентиляционную систему. Хлор вводят в расплав через трубки с насадками при 710-720 °C. Длительность рафинирования при давлении хлора 108-118 кПа составляет 10-12 мин; расход хлора - 0,2-0,8 % от массы расплава. Применение хлора обеспечивает более высокий уровень очистки по сравнению с техническим азотом и аргоном. Однако токсичность хлора, необходимость обработки расплавов в специальных камерах и трудности, связанные с его осушкой, существенно ограничивают применение хлорирования расплавов в промышленных условиях. Замена хлора смесью его с азотом (90 %) обеспечивает достаточно высокий уровень очистки, но не позволяет решить проблемы, связанные с токсичностью и осушкой.
Дегазация продувкой сопровождается потерями магния: при обработке азотом теряется 0,01 % магния; при обработке хлором эти потери увеличиваются до 0,2 %.
Рафинирование хлоридами широко используют в фасонно-литейном производстве. Для этой цели применяют хлористый цинк, хлористый марганец, гексахлорэтан, четыреххлористый титан и ряд других хлоридов. Ввиду гигроскопичности хлоридов их подвергают сушке (MnCl2, C3Cl6) или переплавке (ZnCl2). Технология рафинирования хлоридами состоит во введении их в расплав при непрерывном помешивании колокольчиком до прекращения выделения газообразных продуктов реакции Хлористые цинк и марганец вводят в количестве 0,05-0,2 % при температуре расплава 700-730 °С; гексахлорэтан - в количестве 0,3-0,7 % при 740-750 °C в несколько приемов. С понижением температуры эффективность рафинирования снижается в связи с повышением вязкости расплавов; рафинирование при более высоких температурах нецелесообразно, так как оно сопряжено с интенсивным окислением расплава.
В настоящее время в цехах фасонного литья для рафинирования широко используют таблетки препарата «Дегазер», состоящие из гексахлорэтана и 10 % (по массе) хлористого бария, которые вводят в расплав без применения «колокольчиков». Обладая большей, чем расплав, плотностью, таблетки опускаются на дно емкости, обеспечивая проработку всего объема расплава.
Хлористые соли взаимодействуют с алюминием по реакции: 3МnСl2 + 2Al → 2AlCl3 + 3Мn.
Пузырьки хлористого алюминия, поднимаясь на поверхность расплава, увлекают взвешенные неметаллические включения; внутрь пузырьков диффундирует растворенный в металле водород, происходит очистка расплава. По окончании перемешивания расплаву дают отстояться в течение 10-45 мин при 720-730 °C для удаления мелких пузырьков газа.
Рафинирование хлоридами ведут в печах или ковшах с малой удельной поверхностью расплава. В печах с небольшим по высоте слоем расплава рафинирование хлоридами малоэффективно. По уровню очистки от неметаллических включений и газа обработка хлоридами уступает продувке хлором.
Очистка алюминиевых расплавов флюсами применяется при плавке литейных и деформируемых сплавов. Для рафинирования используют флюсы на основе хлористых солей щелочных и щелочноземельных металлов с добавками фтористых солей - криолита, плавикового шпата, фтористых натрия и калия (табл. 13).

В практике плавки большинства алюминиевых деформируемых сплавов для рафинирования используют флюс № 1.
Для очистки сплавов алюминия с магнием применяют флюсы на основе карналлита - 80-90 % MgCl2*KCl, 10-20% CaF2, MgF2 или K3AlF6. Предварительно переплавленные и высушенные флюсы в количестве 0,5-1 % от массы металла засыпают на поверхность расплава при 700-750 °С. Затем в течение 3-5 мин флюс энергично замешивают в расплав, удаляют шлак и дают расплаву отстояться 30-45 мин. После повторного удаления шлака расплав используют для заполнения литейных форм. При обработке больших объемов металла флюс вводят на дно расплаве с помощью «колокольчика».
Для рафинирования литейных алюминиевых сплавов (силуминов) широко применяют флюсы № 2 и 13. Их вводят в расплавы в жидком виде в количестве 0,5-1,5 % (по массе) и энергично замешивают. Они способствуют разрушению пены, образующейся при наполнении раздаточных ковшей, и обогащают расплавы натрием.
Высокий уровень дегазации получают при вакуумировании Этот способ очистки применяют преимущественно в фасоннолитейных цехах. Сущность его состоит в том, что выплавленный по стандартной технологии в обычных печах металл переливают в ковш, который затем помещают в вакуумную камеру. Металл в камере выдерживают при остаточном давлении 1330 Па в течение 10-30 мин; температуру расплава при этом поддерживают в пределах 720-740 °С. В тех случаях, когда вакуумирование ведут без подогрева, расплав перед обработкой перегревают до 760-780 °С. Схема установки для вакуумной дегазации приведена на рис. 93.

В последние годы для очистки алюминиевых расплавов от неметаллических включений все в больших масштабах применяют фильтрование через сетчатые, зернистые и пористые керамические фильтры. Сетчатые фильтры широко используют для очистки расплавов от крупных включений и пленок Они отделяют те включения, размер которых больше ячейки сетки. Для изготовления сетчатых фильтров используют стеклоткань различных марок с размерами ячейки от 0,5х0,5 до 1,5х1,5 мм и металлические сетки (из титана). Фильтры из стеклоткани устанавливают в распределительных коробках и кристаллизаторах, в литниковых каналах и раздаточных тиглях (рис. 94), применение их позволяет в 1,5-2 раза снизить содержание крупных неметаллических включений и пленок; они не оказывают влияния на содержание дисперсных включений и водорода.

Значительно больший эффект очистки дают зернистые фильтры. Отличительная особенность их состоит в большой поверхности соприкосновения с металлом и наличии длинных тонких каналов переменного сечения. Очистка металлических расплавов от взвешенных включений при фильтровании через зернистые фильтры обусловлена механическими и адгезионными процессами. Первым из них принадлежит решающая роль при отделении крупных включений и пленок, вторым - при отделении тонкодисперсных включений. За счет сеточного эффекта зернистые фильтры задерживают лишь те включения, размер которых превышает эффективный диаметр межзеренных каналов. Чем меньше диаметр зерен фильтра и плотнее укладка их, тем выше достигаемый уровень очистки расплавов от крупных включений и пленок (рис. 95).
С увеличением толщины слоя фильтра эффективность очистки увеличивается. Фильтры, смачивающиеся расплавами, более эффективны, чем несмачивающиеся.
Фильтры из сплава фторидов кальция и магния позволяют получать отливки из сплавов АЛ4, АК6 и АМг6 в 1,5-3 раза менее загрязненными крупными включениями, чем фильтры из магнезита.

Существенное влияние на полноту отделения крупных включений и пленок оказывают скорость и режим течения расплава по межзеренным каналам фильтра. С увеличением скорости уменьшается возможность осаждения включении из движущегося потока под действием силы тяжести и увеличивается вероятность смыва уже осевших включений в результате гидродинамического воздействия, степень которого пропорциональна квадрату скорости фильтрования.
Эффективность очистки алюминиевых расплавов от тонкодисперсных включений зернистыми фильтрами возрастает по мере ухудшения смачивания фильтра и включений расплавом.
Для изготовления фильтров используют шамот, магнезит, алунд, кремнезем, сплавы хлористых и фтористых солей и другие материалы. Полнота удаления взвешенных неметаллических включений зависит от природы материала фильтра. Наиболее эффективны фильтры, изготовленные из фторидов (активных материалов) (рис. 95 и 96).
Активные материалы наряду с крупными включениями и пленками позволяют отделить до 30 40 % тонкодисперсных взвесей и на 10-20 % снизить содержание водорода в сплавах, прошедших рафинирование флюсом или хлоридами. По мере удаления тонкодисперсных взвесей увеличивается размер зерна в отливках» снижается газосодержание, растут пластические свойства сплавов (рис. 97), Высокий уровень очистки сплавов АК6 и АЛ4 от включений и водорода наблюдается при использовании фильтров из сплава фторидов кальция и магния с размером зерен 4-6 мм в поперечнике и высотой фильтрующего слоя 100-120 мм.

Зернистые фильтры, так же как и сетчатые, устанавливают на пути перемещения металла из миксера в форму. При непрерывном литье слитков оптимальным местом установки является кристаллизатор; при фасонном литье фильтр располагают в стояке, раздаточном тигле или литниковой чаше.
Типовые схемы расположения зернистых фильтров при литье фасонных отливок и слитков приведены на рис. 98.
Перед использованием фильтр нагревают до 700-720 °C для удаления адсорбированной влаги и предотвращения замораживания металла в каналах.

Заливку ведут таким образом, чтобы верхний уровень фильтра был покрыт слоем металла в 10-15 мм, а истечение металла после фильтра происходило под затопленный уровень. При соблюдении этих условий остаточное содержание неметаллических включений и пленок в отливке может быть доведено до 0,02-0,08 мм2/см2 по технологической пробе В.И. Добаткина и В.К. Зиновьева, т. е. в 2-4 раза снижено по сравнению с фильтрованием через сетчатые фильтры.
Самый эффективный способ очистки алюминиевых расплавов от пленок и крупных неметаллических включений - электрофлюсовое рафинирование. Сущность этого процесса состоит в пропускании тонких струй расплава через слой жидкого флюса с одновременным наложением на металл и флюс поля постоянного или переменного тока, создающего более благоприятные условия для адсорбции включений флюсом в результате снижения межфазного натяжения на границе с металлом. С увеличением удельной поверхности и длительности контакта металла с флюсом эффективность очистки возрастает. Поэтому конструкции устройств для флюсового и электрофлюсового рафинирования предусматривают дробление струи (рис. 99).

Оптимальный режим электрофлюсового рафинирования предусматривает пропускание струи металла диаметром 5-7 мм, нагретого до 700-720 °С, через слой расплавленного флюса толщиной 20-150 мм с наложением поля постоянного тока силой 600--800 А и напряжением 6-12 В с катодной поляризацией металла. При расходе флюса (карналлитового с 10-15 % CaF2, MgF2 или K3AlF6 для сплавов Al - Mg и Al - Mg - Si и криолитового для других алюминиевых сплавов) 4-8 кг на 1 т расплава и тщательном удалении влаги из флюса и разливочных устройств, содержание крупных неметаллических включений в сплавах АК6, АМг6, В95 может быть снижено до 0,003-0,005 мм2/см2 по технологической пробе.
В отличие от зернистых фильтров электрофлюсовое рафинирование не оказывает влияния на макроструктуру сплавов, что указывает на меньшую эффективность его по очистке от дисперсных неметаллических включений.
Деформируемые и литейные сплавы подвергают рафинированию и от металлических примесей: натрия, магния, цинка и железа.
Удаление натрия из алюминия и алюминиевомагниевых деформируемых сплавов АМг2, АМг6 осуществляют продувкой расплавов хлором или парами хлоридов (C2Cl6, CCl4, TiCl4), фреона (CCl2F2) и фильтрованием через зернистые фильтры из AlF3 с размером зерна 4-6 мм. Использование этих методов позволяет довести остаточное содержание натрия в расплаве до 2/3*10в4 %. Вредное влияние натрия на технологические свойства сплава может быть подавлено введением в расплав присадок висмута, сурьмы, теллура или селена , образующих с натрием тугоплавкие интерметаллиды.
Вторичные алюминиевые сплавы в ряде случаев подвергают очистке от примесей магния, цинка и железа методами флюсования, вакуумной дистилляции и отстаивания с последующим фильтрованием. Удаление магния флюсом основано на реакции 2Na3AlF6 + 3Mg → 6NaF + 3MgF2 + 2A1. Поверхность расплава покрывают флюсом, состоящим из 50 % криолита и 50 % хлористого натрия. Затем сплав нагревают до 780-800 °C и интенсивно перемешивают вместе с флюсом в течение 10-15 мин. Продукты реакции, всплывшие на поверхность расплава, удаляют; при высоком содержании магния (1-2,5 %) процесс рафинирования повторяют несколько раз. При помощи криолита содержание магния в расплаве может быть снижено до 0,1 %. Рафинирование вторичных алюминиевых сплавов от магния можно успешно осуществлять флюсом, состоящим из 50 % Na2SiF6, 25 % NaCl и 25 % KCl. Для этих целей можно использовать кислородсодержащие флюсы, например хлорат калия (KClO3).
Очистку расплавов от магния и цинка производят в вакуум-дистилляционных печах при 950-1000°C. В результате такой обработки получают сплавы, содержащие 0,1-0,2 % Mr и 0,02-0,05 % Zn. Очистку расплавов от магния способом дистилляции производят в тех случаях, когда содержание его в сплаве велико и применение очистки флюсованием становится невыгодным.
Отстаиванием можно снизить содержание железа в алюминиевом сплаве до 1,7 %, т. е. почти до эвтектического содержания, согласно равновесной диаграмме состояния алюминий - железо. Дальнейшее снижение достигается совмещением процесса отстаивания с введением в сплав хрома, марганца или магния Присадка этих элементов сдвигает эвтектическую точку в сторону алюминия и способствует отделению избытка железа. При введении в расплав 1-1,5 % Mn содержание железа в нем может быть снижено до 0,7 %. Присадка магния в количестве 25-30 % позволяет довести содержание железа до 0,1-0,2 %. Процесс отделения интерметаллидов железа ускоряется при совмещении отстаивания с фильтрованием. Фильтрование осуществляют через нагретый до 700 °C базальтовый фильтр с применением вакуума. Рафинирование от железа при помощи магния применимо для сплавов, содержащих не более 1,0 % Si, При более высоком содержании кремния образуются силициды, сильно затрудняющие фильтрацию и выводящие из цикла значительное количество магния. Кроме того, сплав обедняется кремнием.

Модифицирование сплавов

Измельчение макрозерна в отливках достигают введением в расплав небольших количеств (0,05-0,15 % от массы расплава) модифицирующих добавок (Ti, Zr, В, V и др.). Этот способ используют для модифицирования деформируемых сплавов (В95, Д16, АК6 и др.); при литье фасонных отливок он не нашел широкого применения. Модификаторы вводят в виде лигатур с алюминием или медью при 720-750 °С.
Применительно к деформируемым сплавам наиболее широкое распространение для измельчения макроструктуры получил титан. При введении его в расплавы в количестве 0,05-0,15 % макрозерно сплавов в поперечнике измельчается до 0,5 мм. Центрами кристаллизации при этом служат частицы интерметаллического соединения TiAl3. Для введения титана используют лигатуру Al-Ti, содержащую 2-5 % Ti.
Еще большая степень измельчения макрозерна деформируемых сплавов может быть получена при совместном введении титана и бора в соотношении Ti: В = 5: 1. Центрами кристаллизации в этом случае служат сложные интерметаллиды, включающие соединения TiAl3, TiB2, AlB2 с размерами зерен 2-6 мкм. Такое модифицирование позволяет получать однородную макроструктуру с размером зерна 0,2-0,3 мм в слитках диаметром более 500 мм. Для введения титана и бора используют лигатуру алюминий - титан - бор, препарат «зернолит» или флюс, содержащий фторборат и фтортитанат калия. Составы указанных модификаторов и режимы модифицирования приведены в табл. 14. Наибольшая степень усвоения титана и бора наблюдается при использовании флюса, который наряду с модифицирующим оказывает и рафинирующее воздействие.
Модифицирование макроструктуры алюминиевых деформируемых сплавов повышает технологическую пластичность слитков и однородность механических свойств в поковках и штамповках.

Литейные доэвтектические и эвтектические сплавы (АЛ2, АЛ4, АЛ9, АК7, АК9, АЛ30, АЛ34) для измельчения выделений эвтектического кремния модифицируют натрием или стронцием (см. табл. 14). Металлический натрий вводят при 780-800 °С на дно расплава с помощью колокольчика. Ввиду низкой температуры кипения (880 °С) и большой химической активности натрия его ввод связан с некоторыми затруднениями - большим угаром модификатора и газонасыщением расплава, поскольку натрий хранят в керосине. Поэтому в производственных условиях расплавы модифицируют солями натрия.
Модифицирование двойным модификатором (смесью 67 % NaF и 33 % NaCl) ведут при 780-810 °С. Применение тройного модификатора (62,5 % NaCl, 25 % NaF и 12,5 % KCl) позволяет осуществлять модифицирование при 730-750 °С.
Для модифицирования сплав из плавильной печи переливают в ковш, который устанавливают на обогреваемый стенд, металл нагревают до нужной температуры, снимают шлак и на поверхность расплава ровным слоем засыпают молотый и обезвоженный модификатор (1-2 % от массы металла). Расплав с нанесенными солями выдерживают при температуре модифицирования 12-15 мин при использовании двойного модификатора и 6-7 мин при применении тройного. При этом происходит взаимодействие по реакции 6NaF + Al → Na3AlF6 + 3Na. Выделяющийся натрий оказывает модифицирующее действие. Для ускорения реакции и обеспечения диффузии натрия в расплав корочку солей рубят и замешивают на глубину 50-100 мм. Образующийся шлак сгущают посредством добавления фторида или хлорида натрия и удаляют с поверхности расплава. Контроль качества модифицирования ведут по изломам проб и микроструктуре (рис. 100). Модифицированный сплав должен быть разлит по формам в течение 25-30 мин, так как более длительная выдержка сопровождается снятием эффекта модифицирования.

Целесообразно модифицировать силумины универсальным флюсом (50 % NaCl; 30 % NaF; 10 % KCl; 10 % Na3AlF6). Сухой порошкообразный флюс в количестве 0,5-1,0 % от массы расплава засыпают под струю металла во время перелива из плавильной печи в ковш. Струя энергично перемешивает флюс с расплавом. Процесс идет успешно, если температура расплава не ниже 720 °C. При применении универсального флюса не требуются высокие температуры, уменьшается время обработки расплава, снижается расход флюса и сплав оказывается модифицированным и очищенным от металлических включений.
Модифицирование натрием не обеспечивает необходимой длительности сохранения эффекта модифицирования и сопровождается повышением склонности сплавов к окислению, к поглощению водорода и образованию газовой пористости.
Хорошими модифицирующими свойствами обладает стронций. В отличие от натрия этот элемент медленнее выгорает из алюминиевых расплавов, что позволяет сохранять эффект модифицирования до 2-3 ч, и не увеличивает в такой мере, как натрий, окисляемость сплавов и их склонность к газопоглощению. Для введения стронция используют лигатуру алюминий - стронций с 10 % Sr В качестве модификаторов длительного действия используют также иттрий и сурьму.
Заэвтектические силумины (13 % Si) крисгаллизуются с выделением крупных частиц кремния, снижающих механические свойства сплавов (особенно пластичность) и затрудняющих механическую обработку из-за повышенной твердости. Измельчение первичных кристаллов кремния осуществляют посредством введения в расплав фосфора (0,05-0,1 %) - поверхностно-активного в отношении кремния материала (рис. 101). Для модифицирования используют модификаторы, приведенные в табл. 14.

На начальном этапе развития алюминиевых сплавов было отмечено, что малые примеси или специальные добавки титана (сотые или десятые доли процента) резко измельчают зерно литого алюминия. В 1914 г. К. Ширмайстер опубликовал статью, в которой показал благоприятное воздействие малых добавок титана на структуру излома небольших слитков алюминия. Эффект измельчения зерна литого алюминия введением специальных добавок был назван модифицированием.

В широко развернувшихся далее работах по модифицированию алюминиевых сплавов было установлено, что, помимо титана, зерно алюминия измельчают при кристаллизации малые добавки цинка, вольфрама, молибдена, бора, рения, тантала, гафния, ванадия, скандия, стронция и гораздо в меньшей степени - железа, никеля, хрома, марганца.

В связи с большой важностью поверхностных явлений в процессах модифицирования исследователи пытались определить критерии поверхностной активности, которые позволили бы сделать выбор модификаторов, необходимых для заданного изменения структуры.

На основе экспериментов А.М. Корольков в качестве критерия выдвинул соотношение атомных объемов добавки У д и растворителя V p . Если У д > У р, то добавка поверхностно активна. На основании этого критерия им получены данные об оценке активности тех или иных добавок к алюминию при концентрации, начиная от тысячных и сотых долей процента до 10-20 %. Показано, что поверхностно активны по отношению к алюминию литий, кальций, магний, олово, свинец, сурьма и висмут. Легирование алюминия медью, хромом, германием и серебром не привело к заметному изменению поверхностного натяжения.

В.Н. Елагиным доказано, что измельчение зерна алюминия при кристаллизации является результатом особого взаимодействия переходных металлов с алюминием .

В табл. 1.3 приведены результаты, иллюстрирующие влияние наиболее сильных модификаторов (титана, тантала, бора, цинка) при литье в кокиль алюминия А99.

Таблица 1.3

Результаты влияния наиболее сильных модификаторов

По мнению В.И. Напалкова и С.В. Махова , структура чистого алюминия и его сплавов зависит от многих параметров, которые можно условно разделить на две группы. Первая группа параметров определяется физико-химическими свойствами тугоплавких частиц-модификаторов. В совокупности эти свойства выражаются химической природой, структурным, размерным и адсорбционным факторами. Ко второй группе следует отнести температурно-временной режим плавки и литья сплавов, концентрацию модификатора, скорость охлаждения слитка и размер частиц интерметалл и дов.

По механизму воздействия на кристаллизацию расплава все модификаторы делят на два класса: зародышевого и поверхностно-активного действия, причем для измельчения зерна наиболее важны модификаторы первого класса.

Идеальным модификатором является частица, удовлетворяющая следующим требованиям: должна эффективно измельчать зерно при минимальной концентрации; в расплаве быть в термически стабильном и дисперсном состоянии; иметь минимальное структурное различие с решеткой модифицирующего сплава; не терять своих модифицирующих свойств при переплавках. Ни один из модификаторов, известных в настоящее время, не обладает полным набором этих свойств.

В работе представлен следующий механизм модифицирования алюминия и его сплавов. При введении в расплав алюминия элемента- модификатора происходят флуктуационные явления, в результате чего образуется дозародыш, формирование которого обусловлено наличием взвешенных частиц типа оксида алюминия, карбида титана и других размером менее 1-2 мкм. Флуктуационные явления возникают в результате термического переохлаждения расплава, величина которого определяется видом элемента- модификатора. Чем больше величина термического переохлаждения, тем больше число флуктуаций, и тем большее количество присутствующих в расплаве примесей становятся активированными. Модифицирующая способность элементов определяется взаимодействием их валентных электронов с валентными электронами алюминия. Это взаимодействие обусловлено способностью валентных электронов двух атомов коллективизировать с образованием электронного газа, определяемого потенциалом ионизации.

Большинство авторов отмечают, что при добавке 0,10-0,15 % Ti в алюминий высокой чистоты и 0,07 % Ti в алюминий технической чистоты, отливаемый при температурах 690-710 °С, достигается заметное модифицирование. Особенно сильное измельчение зерна наблюдается при введении 0,20 % Ti и более.

В работе рассматривается влияние бора на измельчение зерна, но в основном добавку бора применяют для алюминия, используемого в электротехнической промышленности. Р. Кисслинг и Дж. Валл ас отмечают, что при температуре расплава 690-710 °С наиболее эффективна добавка 0,04 % В непосредственно перед разливкой .

В деформируемых сплавах систем Al-Mg и А1-Мп добавка 0,07 % Ti обеспечивает получение мелкозернистой структуры в слитках, отливаемых непрерывным методом, и мелкозернистой рекристаллизованной структуры на листах .

М.В. Мальцев с сотрудниками обнаружили наибольшее измельчение зерна в слитках алюминиевых деформируемых сплавов при концентрации титана 0,05-0,10 %. Полученная зависимость измельчения зерна алюминия от концентрации титана была объяснена ими характером диаграммы состояния алюминий - титан. Анализ этой зависимости показал, что на кривой «число зерен - добавка» появляется характерный перегиб, положение которого связано с образованием кристаллов TiAl 3 при концентрации титана больше 0,15 %. Наиболее сильное действие на структуру алюминия наблюдается при концентрациях титана 0,15-0,30 %. При содержании титана меньше 0,15 % измельчение зерна алюминия практически очень мало. Это связано с неравномерным распределением добавок в макрообъемах жидкого сплава. При концентрации титана больше 0,30 % происходит небольшое измельчение, а при концентрации 0,70 % и выше - укрупнение зерна алюминия. В полуфабрикатах из модифицированных алюминиевых сплавов из-за устранения зональности в структуре механические свойства сглаживаются, а их значения повышаются на 10-20 % по сравнению с полуфабрикатами из ^модифицированных сплавов. Как установили М.В. Мальцев с сотрудниками, мелкозернистая структура отливки алюминия получается при введении 0,05-0,10 % В. Наиболее сильное измельчение зерна алюминия наблюдается при добавке 0,20 % В, а при дальнейшем увеличении концентрации бора зерно вновь укрупняется.

Добавка бора в количестве 0,05-0,10 % в сплав В95 значительно уменьшает размер зерна в слитках, при этом предел прочности полуфабрикатов с добавкой бора на 15-20 МПа выше по сравнению с полуфабрикатами из ^модифицированных слитков. Введение бора в большем, чем указано, количестве приводит к резкому уменьшению пластичности полуфабрикатов из сплава В95.

Первые эксперименты по измельчению зерна алюминиевых сплавов совместными добавками титана и бора были проведены А. Кибулой и его коллегами из Британской ассоциации по исследованию цветных металлов . В этой работе для получения оптимального эффекта модифицирования рекомендованы следующие концентрации: 0,01-0,03 % Ti и 0,003-0,010 % В. Так как чистый алюминий не содержит примесей, то его труднее всего модифицировать. Фирма «Кавекки» рекомендует вводить в чистый алюминий 0,0025-0,0075 % Ti и 0,0005-0,0015 % В, а в алюминиевые деформируемые сплавы 0,003-0,015 % Ti и 0,0006-0,0003 % В. С увеличением размера слитка добавка лигатуры должна быть повышена. Лигатуру необходимо вводить только в первичный алюминий и присаживать в расплав за 15-20 мин до начала литья.

В основу процесса модифицирования А. Кибула и позднее М.В. Мальцев при изучении измельчения зерна в слитках алюминиевых сплавов добавками титана и совместно титана и бора положили теорию за- родышеобразования. Как было установлено, при кристаллизации сплавов без добавок титана происходит переохлаждение, величина которого достигает 1-2 °С, тогда как при введении 0,002-0,100 % Ti переохлаждения не наблюдается. При этом по сечению слитка получается мелкозернистая структура. Все это дало основание считать, что зерно измельчается из-за наличия зародышей, на которых начинается кристаллизация расплава . Такими частицами могут быть карбиды, бориды и алюминиды переходных металлов, имеющие параметры решетки, соответствующие параметру решетки твердого раствора алюминия (4,04 А).

По мнению А. Кибулы , вводимая в качестве модификатора добавка должна удовлетворять следующим требованиям:

достаточная устойчивость в расплаве алюминия при высоких температурах без изменения химического состава;
температура плавления добавки выше точки плавления алюминия;
структурное и размерное соответствие решеток добавки и алюминия;
образование достаточно сильных адсорбционных связей с атомами модифицирующего расплава.

Критерием прочности этих связей, по-видимому, может служить поверхностное натяжение на границе расплав - твердая частица. Чем больше величина поверхностного натяжения, тем хуже смачивается частица жидкой фазой и тем меньше вероятность использования частицы в качестве центра кристаллизации. В работе на большом числе систем показано, что каталитическая активность подложки относительно зародышеобразо- вания определяется не величиной соответствия решеток, а химической природой подложки.

Изучая промышленную лигатуру А1-5ТМВ, выпускаемую фирмой «Кавекки», авторы работы пришли к выводу, что измельчение зерна алюминиевых сплавов связано с образованием частиц TiAl 3 вследствие структурного и размерного соответствия их решетки решетке твердого раствора алюминия. Кристаллы диборида титана и алюминида бора в процессе модифицирования не участвуют, как показали результаты электронномикроскопического анализа. Добавка бора в лигатуру алюминий - титан способствует образованию алюминида при концентрациях

Эксперименты показали, что максимальная степень модифицирования наблюдается при отношении концентрации титана к бору 5:1; при больших или меньших отношениях эффект модифицирования уменьшается . Очевидно, модифицирование протекает, когда преобладает алюминид титана, хотя и бориды могут быть зародышами при затвердевании алюминия. Основное отличие этих двух типов зародышей состоит в том, что затвердевание алюминия на алюминиде титана происходит без переохлаждения, тогда как для боридов необходимо некоторое переохлаждение.

Большинство исследователей утверждают, что эффект модифицирования определяется соотношением титана и бора. Так в работе это объясняется тем, что введение в расплав алюминия лигатуры, содержащей 2,2 % Ti и 1 % В, обеспечивает такой же эффект модифицирования, как и добавка лигатура с 5 % Ti и 1 % В. Но в лигатуре Al-2,2Ti-lB алюминид титана присутствует в небольшом количестве или отсутствует и основной составляющей является диборид титана, который служит зародышем при затвердевании алюминия. В лигатуре А1-5Ti-lB основной модификатор - алюминид титана, зародышем для которого служит диборид титана. Он может скапливаться вдоль фронта кристаллизации и растворять ограниченное количество алюминия. По мнению Д. Коллинса , алюминид титана и другие интерметалл иды, образующиеся в результате перитекти- ческой реакции, являются очень эффективными модификаторами и измельчают зерно даже при низких скоростях охлаждения.

Как указывает Дж. Морисо , большое влияние на процесс модифицирования оказывают скорость кристаллизации, наличие легирующих компонентов, которые расширяют интервал кристаллизации сплава и создают концентрационное переохлаждение, а также термическое переохлаждение в расплаве около поверхности раздела.

В работе изложен следующий механизм измельчения зерна. Перед фронтом кристаллизации расплав содержит достаточное количество первичных частиц TiB 2 , ZrB 2 и др. В лигатуре Al-Ti-B основным модификатором является частица TiB 2 , решетка которой по структуре и размеру похожа на решетку алюминия. Затвердевание алюминия на частицах дибо- рида титана возможно только при переохлаждении, равном 4,8 °С. Около борида титана образуется слой с повышенной концентрацией титана за счет его диффузии из борида. Образование слоя с повышенной концентрацией титана позволяет объяснить, почему отношение титана к бору в лигатуре превышает соответствующее стехиометрическое отношение в соединении TiB 2 . Размерный фактор между зародышем и основой сплава не является определяющим, по крайней мере для боридов.

Следует отметить противоречивость экспериментальных данных о переохлаждении расплава в присутствии модифицирующих добавок. В работе показано, что переохлаждение в сплавах алюминия с 0,3-0,8 % Ti составляет доли градуса. При этом сплавы с титаном, пересекающие перитек- тическую горизонталь, характеризуются большим переохлаждением, чем внеперитектические.

В работе проведено исследование влияния добавок титана на переохлаждение алюминия в объеме 10 мкм 3 при скорости теплоотвода 5-10 °С/мин. Добавка 0,025 % Ti уменьшила переохлаждение алюминия с 47 до 16 °С. На степень переохлаждения также значительно влияет объем расплава. Непосредственно измерять температуру переохлажденного расплава и регулировать скорость теплоотвода для получения воспроизводимых результатов В.И. Данилов рекомендует в объемах 0,25- 0,50 см 3 .

По мнению японского исследователя А. Оно , причиной измельчения первичных зерен является фактор, обусловливающий возникновение равноосных кристаллов. На примере сплава Al-Ti показано, что само по себе быстрое охлаждение не приводит к образованию равноосных кристаллов в зоне быстрого охлаждения. Для их образования необходимо перемешивать расплав. При этом рост кристаллов, осевших в процессе затвердевания на стенках кристаллизатора, приостанавливается. Вследствие переохлаждения и изменения концентрации раствора рост кристалла на стенке кристаллизатора ограничен, а у их основания действуют растягивающие напряжения. В результате кристаллы отделяются от стенок кристаллизатора, и образуется равноосная структура. А. Оно считает, что в измельчении зерен основную роль играет эффект обволакивания элементами модификатора оснований кристаллов, выросших на стенках кристаллизатора; это наблюдается и при введении модификаторов . Титан обволакивает основания кристаллов, чем ускоряет их отделение от стенок кристаллизатора, и является для алюминия примесью, которая избирательно захватывается растущими кристаллами. В результате наблюдается ликвация титана у оснований кристаллов, что и обусловливает обволакивание кристаллов и торможение их роста. Таким образом, в исследованиях замедление роста кристаллов объясняется ликвацией растворенных элементов в процессе затвердевания и перемешиванием расплава при затвердевании.

Имеется еще один оригинальный способ управления процессом кристаллизации, особенно толстостенных отливок, подробно разработанный применительно к литью стали . В этом случае резкого охлаждения расплава во всем объеме достигают вводом металлических порошков в струю металла в процессе разливки в изложницу или другую форму. При суспензионном затвердевании за счет резкого охлаждения расплава по всему объему развиваются большие скорости роста кристаллов из множества одновременно возникших центров кристаллизации. В этом случае наблюдается объемная кристаллизация слитка.

В последнее время суспензионную заливку применяют для устранения столбчатой структуры, осевой пористости, ликвации и горячих трещин в стальных отливках. Опробуют ее и как средство для улучшения структуры отливок из алюминиевых сплавов. При выборе микрохолодильников рекомендуется соблюдать принцип кристаллографического соответствия, т. е. материал микрохолодильников должен быть идентичен или близок по своим кристаллографическим характеристикам обрабатываемому сплаву. Для наибольшего эффекта необходимо, чтобы температура плавления микрохолодильников была близкой к температуре плавления обрабатываемого сплава.

Можно также вводить в головную часть слитка твердые тела одинакового с разливаемым сплавом состава, которые при расплавлении отбирают часть тепла жидкой лунки слитка. Е. Шейл достиг эффективного измельчения зерна алюминиевых сплавов за счет добавки проволоки или ленты определенной толщины в струю разливаемого сплава . К этому времени в нашей стране В.И. Даниловым был подробно изучен механизм измельчения зерна в слитках различных сплавов введением затравочного материала .

В.Е. Неймарк в 1940 г. для измельчения структуры слитка предложил применять затравку из того же металла, что и расплав . Затравку вводили в виде кусков или стружки в количестве 1-2 % в слабо перегретый расплав перед его разливкой в изложницу. Влияние затравки на структуру слитка зависит от температуры перегрева расплава, от тщательности замешивания затравки в расплав и от способа разливки. Чистые металлы труднее поддаются измельчению зерна при помощи затравки, чем сплавы. Важным обстоятельством является величина поверхностного натяжения на границе кристалл - расплав, поэтому чем меньше поверхностное натяжение, тем меньше величина работы образования кристаллического зародыша и тем больше вероятность получения мелкокристаллического слитка. Возможность применения затравки к тем или иным металлам и сплавам определяется степенью дезактивации примесей при перегреве расплава. Чем выше температура дезактивации, тем эффективнее воздействие затравки на структуру слитка. Для повышения температуры применялась затравка, содержащая небольшое количество элемента, модифицирующего структуру слитка: затравку изготовляли из алюминия с 0,5 % Ti. Использование такой затравки приводило к более значительному измельчению структуры алюминия, чем при применении затравки из титана.

Исследования по измельчению структуры сплава Д16 прутком того же состава показали, что при введении постоянного количества присаживаемого материала эффект измельчения зерна снижается с повышением температуры в интервале 670-720 °С . При более высоких температурах литья измельчение весьма незначительно. Увеличение количества присаживаемого материала усиливает измельчение зерна в той степени, в какой происходит снижение температуры литья. Эти результаты находятся в полном соответствии с развитыми Г.Ф. Баландиным представлениями о модифицирующем и затравочном действии обломков твердой фазы в кристаллизующемся сплаве.

Исследованиями, представленными в работах , убедительно показано наследственное влияние зеренной структуры слитков алюминиевых сплавов на структуру и свойства полуфабрикатов, изготовленных из них. Так как требования к качеству изделий из алюминиевых деформируемых сплавов жесткие, очень важно правильно оценивать целесообразность применения того или иного способа модифицирования и найти пути преодоления его негативных сторон. Большое разнообразие алюминиевых деформируемых сплавов и особенностей технологического процесса получения слитков, а также широкая номенклатура полуфабрикатов из этих сплавов требуют дифференцированного подхода к выбору способа модифицирования с учетом ограничений по содержанию примесей, разной склонности сплавов к образованию столбчатой структуры, выпадению первично кристаллизующихся интерметаллидов. Нередко в заводской практике приходится изыскивать возможности для устранения неоднородной или грубой равноосной структуры слитков. Нельзя считать решенным вопрос об оптимальной концентрации и целесообразности применения того или иного модификатора при литье слитков разного типоразмера. Кроме того, учеными ведется поиск новых материалов, обладающих высокой модифицирующей способностью и имеющих химический состав, близкий к модифицируемому сплаву. Такие материалы могут быть получены совмещенными методами литья и обработки металлов давлением. В частности, предложена технология для получения лигатурной ленты, используемой при модифицировании слитков алюминия с целью формирования в них мелкозернистой структуры . Данная технология заключается в применении совмещенного процесса высокоскоростной кристаллизации и горячей пластической деформации получаемой заготовки, в результате чего достигается дополнительное дробление частиц интерметаллидов, образующихся при кристаллизации. Кроме того, обеспечиваются условия для формирования тонкодифференцированных субзеренных структур основы лигатурной полосы (прутка, ленты), представляющей дополнительный модифицирующий эффект.

Согласно известным данным, наиболее мелкое зерно алюминия 0,13- 0,20 мм (соответственно, число зерен на площади 1 см 2 шлифа - 6000 и 2300) достигается при использовании для модифицирования лучшей до настоящего времени прутковой лигатуры Al-Ti-B фирмы «Кавекки». Существенным преимуществом микроструктуры опытной лигатуры из сплавов системы Al-Ti-B, по сравнению с прутковой лигатурой фирмы «Кавекки», явилось преобладание глобулярной морфологии частиц TiAl 3 с меньшими размерами и значительно более однородным распределением этих частиц по объему алюминиевой матрицы. Имеющиеся в структуре отдельные частицы пластинчатой формы фрагментированы на блоки, размер которых не превышает 10 мкм. Это преимущество подтверждается анализом тонкой структуры опытной лигатурной ленты (размер субзерен в поперечном сечении составил от 0,17 до 0,33 мкм, а размер частиц дибо- ридов титана - 0,036-0,100 мкм). Исследования тонкой структуры лигатурной полосы показали, что совмещение высокоскоростной кристаллизации расплава и непрерывной деформации затвердевшей части металла формирует тонкую субзеренную структуру. Усредненный размер поперечного сечения субзерен составляет ~ 0,25 мкм.

Таким образом, слитки алюминия, модифицированные лигатурой, полученной по предлагаемому способу, характеризуются резким измельчением зеренного строения. В качестве материала лигатурной ленты могут быть использованы лигатурные сплавы системы Al-Ti-B либо алюминий технической или высокой чистоты. В последних случаях при модифицировании алюминиевого слитка обеспечивается измельчение зерна с одновременным исключением загрязнения его примесями, в том числе интерме- таллидами, вызывающими разрывы тонкой ленты (фольги) при прокатке.

Применение разработанной технологии, включающей расплавление лигатуры, перегрев, выдержку при температуре перегрева и ускоренную кристаллизацию на поверхности водоохлаждаемых валков-кристаллизаторов, в качестве которых использовали валки прокатного стана, позволило реализовать сочетание в едином процессе непрерывной высокоскоростной кристаллизации полосы с ее горячей пластической деформацией. Результаты исследований по модифицированию алюминия лигатурными материалами, полученными по предлагаемой технологии, приведены в табл. 1.4. Анализируя их, можно отметить, что применение лигатурных материалов, полученных по технологии совмещенного литья и обработки давлением, дает не меньший модифицирующий эффект, чем применение известных лигатур, например прутков фирмы «Кавекки». Однако не всегда применение лигатуры Al-Ti-B приводит к решению поставленных производством задач, так как наличие интерметаллидных включений в составе модификатора часто сопровождается их сохранением в готовом полуфабрикате, что снижает его качество.

Использование мелкозернистых слитков позволит уменьшить объем потерь от брака (разрывы, трещины, неоднородности на поверхности фольги) и повысить качество продукции. В связи с этим были предприняты также попытки получить лигатурную ленту из технически чистого алюминия марок А5 и АВЧ (табл. 1.5).

Таблица 1.4

Изменение размеров зерна и количества зерен на 1 см 2 в пробах Алкан-теста после модифицирования алюминия в зависимости от количества вводимой лигатуры из сплава Al-Ti-B

лигатурного лигатурной	Исходный алюминия,	Количество титана, % мае.	Усредненный размер зерна в пробе Алкан- теста, мкм	Количество зерен на 1 см 2 , шт.	Степень измельчения зерна после выдержки расплава в течение 5 мин, раз
			после выдержки расплава в течение

Известный способ
Пруток диаметром 8 мм фирмы «Кавекки» (Al-3Ti-0,2B)
Предлагаемый способ
Лигатурная

Таблица 1.5

Влияние лигатурной ленты из алюминия на размер зерна в алюминиевом слитке после модифицирования

Количество алюминиевой ленты, % мае. (марка алюминия)	Исходный слиткового алюминия марки А7, мкм		Средний размер зерна модифицированного алюминия, мкм	Количество зерен на 1 см 2 в модифицированном алюминии, шт.
Количество алюминиевой ленты, % мае. (марка алюминия)	Исходный слиткового алюминия марки А7, мкм	через 1 мин после ввода ленты	через 7,5 мин после ввода ленты

Результаты исследований показали, что количество зерен в модифицированном алюминии сопоставимо с теми же показателями лигатуры из сплава Al-Ti-B. Это дает основание утверждать, что с применением способов высокоскоростной кристаллизации-деформации возможно получение новых модифицирующих материалов, в том числе и из алюминия.

Использование в качестве модифицирующего материала ленты технологически невыгодно, так как практически все литейные установки снабжены устройствами для подачи лигатуры в виде прутка, поэтому актуальна разработка способов получения модификаторов, которые бы имели технологически выгодную форму и размеры, а также не вносили бы изменения в химический состав сплава слитков, подвергающихся модифицированию.

Таким образом, для внедрения в производство технологий получения деформированных полуфабрикатов с высоким уровнем механических свойств необходимо изготовление новых модифицирующих материалов с применением высокоскоростной кристаллизации алюминиевого сплава в водоохлаждаемых валках, совмещенной с горячей деформацией металла.

Способ модифицирования алюминиевых сплавов. Легирование и модифицирование алюминия и магния Мсм смеси модификации алюминиевых сплавов

Рекомендованный список диссертаций

Похожие диссертационные работы по специальности «Металловедение и термическая обработка металлов», 05.16.01 шифр ВАК

Разработка технологии получения модифицирующих лигатур Al-Ti и Al-Ti-B на основе процесса СВС 2000 год, кандидат технических наук Кандалова, Елена Геннадьевна

Структурообразование и пластичность крупногабаритных слитков и плит из алюминиевого сплава 7075 2004 год, кандидат технических наук Дорошенко, Надежда Михайловна

Заключение диссертации по теме «Металловедение и термическая обработка металлов», Лопатина, Екатерина Сергеевна

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Лопатина, Екатерина Сергеевна, 2005 год