Влияние гомогенизирующей термической обработки сплавов алюминия с германием, гафнием, кобальтом и железом в жидком состоянии на их структуру после кристаллизации

Рожицина, Елена Васильевна

Влияние гомогенизирующей термической обработки сплавов алюминия с германием, гафнием, кобальтом и железом в жидком состоянии на их структуру после кристаллизации тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

Рожицина, Елена Васильевна АВТОР

кандидата физико-математических наук УЧЕНАЯ СТЕПЕНЬ

Екатеринбург МЕСТО ЗАЩИТЫ

2005 ГОД ЗАЩИТЫ

01.04.07 КОД ВАК РФ

Диссертация по физике на тему «Влияние гомогенизирующей термической обработки сплавов алюминия с германием, гафнием, кобальтом и железом в жидком состоянии на их структуру после кристаллизации»

Автореферат диссертации на тему "Влияние гомогенизирующей термической обработки сплавов алюминия с германием, гафнием, кобальтом и железом в жидком состоянии на их структуру после кристаллизации"

На правах рукописи

РОЖИЦИНА Елена Васильевна

Влияние гомогенизирующей термической обработки сплавов алюминия с германием, гафнием, кобальтом и железом в жидком состоянии на их структуру после кристаллизации

01.04.07 - Физика конденсированного состоянии

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата фшико-махематических наук

Екатеринбург 2005

Работа выполнена на кафедре «Общей физики и естествознания» ГОУ ВПО «Уральский государственный педагогический университет».

Научные руководители -

доктор физико-математических наук,

профессор Попель Пётр Станиславович,

доктор технических наук

с.н.с. Бродова Ирина Григорьевна

Официальные оппоненты -

доктор физико-математических наук,

Ведущая организац ия

профессор Гель чин ский Борис Рафаилович

кандидат тех. наук,

с.н.с. Барышев Евгений Евгеньевич

ГУ Институт металлургии УрО РАН.

Защита состоится '¿&М/ОН/ 2005 г. в часов на заседании диссертационного

совета К 212.285 01 при ГОУ ВПО «Уральский государственный технический университет», 5-й учебный корпус.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ГОУ ВПО УГТУ-УПИ.

Отзыв на автореферат в одном экземпляре, заверенный гербовой печатью, просим направить по адресу: 620002, г. Екатеринбург, ул. Мира, 19, ГОУ ВПО УГТУ-УПИ, ученому секретарю совета.

Автореферат разослан 27 мая 2005 г.

Ученый секретарь диссертационного

совета К 212.285.01, к. х. н., доцеиг

Т. А. Недобух

5Ш

Общая характеристика работы.

Актуальность темы исследования

Взаимосвязь строения сплавов в жидком и кристаллическом состояниях является не решенной до настоящего времени проблемой физики конденсированного состояния. Начиная с семидесятых годов прошлого века, происходило интенсивное накопление опытных данных, свидетельствующих о наличии корреляционных связей между структурно-чувствительными свойствами металлических расплавов и структурой литого металла, формирующейся после их кристаллизации (работы Б.А.Баума, И.А.Новохатского, Ри Хосена с сотрудниками). Б.А.Баум обратил внимание на ветвление температурных зависимостей свойств жидких сплавов, полученных в ходе их первичного нагрева и последующего охлаждения (гистерезис свойств). Не конкретизируя физической природы необратимых изменений строения расплавов вблизи точки ветвления этих кривых, он предложил в ходе технологического процесса выплавки сплавов нагревать их выше точки ветвления, провоцируя, таким образом эту перестройку. Многочисленные исследования, проведенные под его руководством, показали эффективность подобного подхода для повышения качества сталей, чугунов и никелевых сплавов. Однако отсутствие физически обоснованных представлений о природе процессов, приводящих к гистерезису свойств расплавов, не позволяло с единых позиций подойти к анализу механизмов влияния термообработки жидкого металла на свойства слитков Это, в свою очередь, препятствовало обобщению опытных данных и переходу от эмпирического определения режимов выплавки для каждой отдельной марки сплава к прогнозированию эффективности такой обработки и априорной разработке рекомендаций для групп сплавов.

Появление в 80-е годы прошлого века представлений о метастабильной микрогетерогенности расплавов позволило решить значительную часть указанных проблем. П. С. Попе ль с сотрудниками на основании анализа собственных экспериментальных результатов и данных, полученных другими авторами, показали, что причиной ветвления политерм их свойств является необратимое разрушение метастабильной микрогетерогенной структуры расплава, унаследованной от гетерогенных исходных кристаллических материалов. Это позволило трактовать точку ветвления температурных зависимостей свойств как точку гомогенизации расплава. Уже первые целенаправленные исследования влияния гомогенизирующей термообработки жидкого металла на структуру слитков алюминиевых сплавов АЬв! и А1-Хт, проведенные П.С.Попелем и И.Г.Бродовой, п

картину этого эффекта.

Поэтому актуальной стала задача систематического изучения влияния гомогенизирующей термической обработки расплава на структуру литого металла для систем с различными типами диаграмм состояния. Цель работы и задачи исследования

Целью работы является экспериментальное исследование влияния гомогенизирующей термообработки сплавов алюминия с германием, гафнием, кобальтом и железом в жидком состоянии на структуру полученных из них слитков. В соответствии с этим, перед диссертантом были поставлены следующие основные задачи:

1. Исследовать температурные зависимости вязкости для сплавов алюминия с германием, гафнием, кобальтом и железом в режимах нагрева и последующего охлаждения с целью обнаружения признаков их необратимого перехода из метастабильного микрогетерогенного состояния в состояние истинного раствора.

2. На основании полученных данных определить температуры гомогенизации изученных расплавов.

3. Провести сравнительное структурное исследование литых образцов, полученных из микрогетерогенного и гомогенизированного расплавов с целью установления взаимосвязи их структуры со структурным состоянием жидкого металла.

4. Изучить эффективность гомогенизирующей термической обработки расплава при производстве коммерческого вторичного доэвтектического силумина.

Научная новизна

В диссертационной работе получены следующие новые результаты:

1. Обнаружено ветвление температурных зависимостей кинематической вязкости, полученных при нагреве и последующем охлаждении расплавов Al-Ge, Al-Hf, Al-Co, Al-Fe и технического доэвтектического силумина. По точкам ветвления указанных кривых определены температуры гомогенизации изученных расплавов.

2. Для некоторых составов (А1-0.22%ат.Щ Al-l,5aT.%Fe) отмечено аномальное повышение вязкости расплава с ростом температуры при приближении к температуре гомогенизации.

3. Показано, что после гомогенизирующей термической обработки исследованных расплавов наблюдаются уменьшение объемной доли и среднего размера включений первичных алюминидов и изменение их морфологии, а также модифицирование структуры эвтектики.

4. Установлено, что перевод расплава в гомогенное состояние вызывает увеличение переохлаждения на фронте кристаллизации и способствует

формированию метастабилышх структур, таких как квазиэвтектики или аномально пересыщенные тугоплавкими элементами твёрдые растворы на основе алюминия.

5. Для сплава Al-Hf отмечено:

• повышение достигаемой в результате гомогенизирующей термообработки расплава степени пересыщения a-твердого раствора с ростом скорости охлаждения при кристаллизации;

• нарастающее с ростом скорости охлаждения диспергирование алюминидов в результате нагрева расплава до температур, соответствующих аномальному участку роста его вязкости перед гомогенизацией;

• появление при скорости охлаждение более 104 К/с дисперсных алюминидов гафния с кубической решеткой Ll2, когерентной решетке матрицы, которые инициируют измельчение зерна.

6. Для сплавов Al-Fe обнаружена зависимость температуры гомогенизации расплавов от способа их легирования Fe и оценена объемная доля дисперсной фазы в микрогетерогенном расплаве при различных температурах.

7. Показано, что в результате гомогенизирующей термической обработки расплава вторичного доэвтектического силумина удается уменьшить объёмную долю и размеры, изменить формы роста и распределение кристаллов

интерметаллических соединений, включая железосодержащие фазы, а также уменьшить дендритный параметр первичных кристаллов a-фазы и модифицировать структуру эвтектики. Практическая ценность работы

Установленные закономерности влияния на структуру литого металла гомогенизирующей термической обработки изученных расплавов и их нагрева до температур, соответствующих аномальному росту вязкости, могут быть использованы для целенаправленной коррекции температурных режимов выплавки различных промышленных сплавов.

Выявленное при изучении сплава Al-Hf появление дисперсных алюминидов с кубической решеткой Ll2, когерентной решетке матрицы, которые инициируют измельчение зерна, можно использовать в качестве нетрадиционного способа модифицирования алюминиевых сплавов.

Обнаруженная в работе зависимость температуры гомогенизации расплавов Al-Fe от способа их приготовления должна учитываться при оптимизации выбора шихтовых материалов в производстве сплавов алюминия с тугоплавкими элементами.

Разработанная на основании результатов диссертационного исследования технология выплавки вторичного доэвтектического силумина успешно испытана в Исследовательском центре компании General Motors Corporation и может быть рекомендована к непосредственному использованию на других предприятиях. Автор защищает:

• результаты измерения температурных зависимостей кинематической вязкости жидких сплавов алюминия с Ge, Hf, Со и Fe, полученные при нагреве и последующем охлаждении, с точками ветвления, соответствующими их необратимому переходу из метастабильного микрогетерогенного состояния в состояние истинного раствора;

• обнаруженный эффект аномального роста вязкости расплава Al-Hf иА1-Fe при нагреве до температур, близких к точке гомогенизации;

• зависимость температуры гомогенизации расплавов Al-Fe от способа легирования их железом;

• результаты сравнительного металлографического исследования структуры слитков, полученных из гомогенизированного и негомогенизированного расплавов;

• результаты, свидетельствующие о влиянии скорости охлаждения сплавов Al-Hf при кристаллизации на проявление эффектов гомогенизирующей термообработки исходного расплава, в частности:

- нарастающего с ростом скорости охлаждения диспергирования алюминвдов в результате нагрева расплава Al-Hf до температур, соответствующих аномальному участку роста его вязкости перед гомогенизацией;

- появления в бысгрозакристашшзованных сплавах дисперсных алюминидов гафния с кубической решёткой Ll2, когерентной решетке матрицы, которые инициируют измельчение зерна;

• технологию выплавки вторичного доэвтектического силумина, обеспечивающую существенное улучшение его структуры и повышение механических свойств.

Апробация работы

Результаты, полученные в диссертации, докладывались и обсуждались на следующих международных и национальных конференциях- 4-й и 5-й Международных конференциях «Закономерности формирования структуры сплавов эвтектического типа», Днепропетровск, Украина, 1997 и 2000 г.г.; 10-th International Conference on Rapidly Quenched and Metastable Materials, Bangalore, India, 1999; 10-й Российской конференции «Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов», Екатеринбург, 2001 г.

Публикации

По результатам исследования опубликовано 3 статьи в рецензируемых журналах, 2 статьи в сборниках Научных трудов, 3 доклада в сборниках Трудов конференций.

Структура и объем диссертации

Диссертация состоит из введения, 4 глав и списка цитируемой литературы. Она изложена на 110 стр. и содержит 43 рисунка. Список литературы включает 87 наименований. Содержание работы

Во введении обосновывается актуальность темы диссертационной работы, ее цель, отражены научная новизна и практическая ценность результатов исследования, сформулированы основные положения, выносимые на защиту.

В первой главе проведен анализ современного состояния и развития теории и практики термовременной обработки металлических расплавов, который позволил установить перспективность ее использования для получения качественных отливок из алюминиевых сплавов. Подробно рассмотрена концепция метастабильной микрогетерогенности эвтектических расплавов и показана связанная с ней возможность регулирования литой структуры. Отмечено, что данная концепция позволяет с единых позиций объяснить микрорасслоение эвтектических расплавов, гистерезисы температурных зависимостей и свойств расплавов, а также взаимосвязь структуры и свойств материалов в жидком и твердом состояниях. Другим важным вопросом, рассмотренным в данной главе, является использование вторичного сырья при производстве отливок ответственного назначения из алюминиевых сплавов. Так, подробно проанализированы причины, приводящие к снижению механических и эксплуатационных свойств отливок, указаны основные примеси, в том числе и железо, ответственные за снижение качества материала, и сформулированы наиболее эффективные методы борьбы с браком. В заключении первой главы приводятся некоторые информативные сведения о сплавах, являющихся объектами исследования в данной работе, в частности, об алюминиевых сплавах с гафнием, кобальтом, железом и германием. На основании анализа имеющихся литературных данных сформулированы задачи исследования.

Во второй главе изложены методики экспериментальных исследований и обработки результатов. Наиболее подробно описан вискозиметрический эксперимент, например, метод Швидковского, который был использован автором для измерения кинематической вязкости расплавов. Здесь же приводятся расчеты погрешностей измерений этой структурно-чувствительной характеристики применительно к конкретной установке, на которой были

получены экспериментальные результаты. Далее рассмотрены различные способы кристаллизации расплавов, позволившие варьировать диапазоны их перегрева над ликвидусом и скорости охлаждения в широких пределах: от 1 -10 К/с для образцов, закристаллизованных в печи вискозиметра, до 2 Ю4 °С/с -для быстрозакаленных сплавов. Последние получали на установке центробежного литья с двухсторонним охлаждением в виде дисков диаметром 80 мм различной толщины. Перегрев расплава составлял 100-450 °С.

В конце второй главы приведены метода исследования литой структуры сплавов, включая качественную и количественную металлографию, измерения микротвердости и рентгеновский фазовый анализ.

В третьей главе приводятся данные экспериментальных исследований вязкости расплавов на основе алюминия и влияния их гомогенизирующей термообработки на структуру литого металла.

Рассмотрены результаты вискозиметрических измерений эвтектического сплава А1-30.3 ат.% ве, и обнаружено ветвление политерм вязкости, полученных в ходе нагрева и охлаждения. Определена температура эвтектического состава протекала по доэвтектическому механизму, что свидетельствует об отклонении системы от равновесного состояния за счет создания большого переохлаждения на фронте кристаллизации. Отмеченное изменение структуры образцов после гомогенизирующей обработки расплава находит объяснение в рамках представлений о микронеоднородном строении эвтектических расплавов. Закономерности влияния ТВО расплава на структуру и свойства сплава заперитекгического состава были изучены на примере композиции А1-0.2ат.%Н£ Результаты вискозиметрического исследования представлены на рис.2.

V, Ю"7

»Ас 2.4 1 8

1000

1200

Рис 1 Политермы кинематической вязкости сплава А1-30 Зат %<3е (•-нагрев; О-охлаждение)

V, ю-7 м^/с

4 3

1400 Т,К

900

1100

1300 1,°С

Рис 2 Политермы кинематической вязкости сплава А1-0.22ат (• - нагрев; О-охлаждение)

Обнаружено несовпадение политерм кинематической вязкости, отвечающих режимам нагрева и последующего охлаждения образца. Начало

высокотемпературного совпадающего участка этих кривых соответствует температуре 1150-1200°С. Аномальный рост вязкости при нагреве в области температур Т= 1150-1200°С и ветвление политерм v при нагреве расплава до 1400°С и его последующем охлаждении позволяют высказать предположение о том, что в интервале температур Т=850-1200°С расплав является микрогетерогенным, а необратимый переход расплава в гомогенное состояние истинного раствора осуществляется при температуре, близкой к 1200°С.

Согласно изложенным выше представлениям о необратимых изменениях в структурном состоянии металлических расплавов, можно предположить, что перегрев жидкого металла до температур, превышающих Тгок. т.е. до Т>1200°С, может способствовать существенному модифицированию структуры литого металла. Для того чтобы выяснить влияние V0XJ1 образца при кристаллизации на проявление эффекта гомогенизации расплава, её варьировали в пределах от 2-102 до 2-Ю4 К/с, меняя способы литья и толщину быстрозакалённых образцов от 3,2 до 0,6 мм.

Термическая обработка расплава заключалась в его перегреве и 30 минутной выдержке над температурой ликвидуса ЛТ = 50, 200, 350 и 500°С

В работе детально описаны специфика структурообразования в сплаве А1-0.2 ат.% Hf, изменения фазового состава и морфологии структурных составляющих с ростом перегрева расплава над ликвидусом рассмотрены отдельно для всех исследованных Уохл. Было установлено, что в кокильных отливках, независимо от температуры перегрева расплава фазовый состав соответствовал равновесной диаграмме, согласно которой в структуре наблюдалось две фазы - а твердый раствор на основе Al и алюминиды гафния Al3Hf (тетрагональная объемно-центрированная решетка типа D023). Последние имели форму пластин и размеры, уменьшающиеся с ростом величины перегрева от 700 до 40 мкм.

С увеличением VOXI1 расплава структурные характеристики твердой фазы резко меняются, что наглядно видно на графиках зависимостей размера зерна и микротвердости от величины перегрева расплава (рис.3. а,б).

Особый интерес, с нашей точки зрения, представляет факт существенного измельчения структуры сплава в результате перегрева расплава над ликвидусом на 350°С (в район Тгом_) и последующей его кристаллизации с VOJUI=104-2*104 К/с. Данный эффект отмечался ранее в алюминиевых сплавах с другими тугоплавкими добавками (работы И.Г.Бродовой и П.С.Попеля с сотрудниками). Опираясь на современные концепции теории кристаллизации, согласно которым процессы зародышеобразования связываются с наличием в расплаве структурных микронеоднородностей, сделано предположение, что это

1),цт

О - У=2'10гК/с мПа Х-У-^И^К/с

□ -У=2-102К/С X-У=4-103К/с 'К/с О4 К/с

20С

540

15С

ЮС

500

460

100 200 300 400 50(к,°С

100 200 300 400 Л1,°С б

Рис.3. Зависимость размера зерна Б (а) и микротвёрдосш Нц (б) сплава А1-0.22%ат.Шот перегрева над ликвидусом.

обусловлено формированием вблизи Тгом. его особого структурного состояния. По-видимому, при этих температурах межфазное натяжение на границах коллоидных частиц, обогащенных тугоплавким компонентом, снижается до значений, при которых начинается процесс их самопроизвольного диспергирования. Быстрое увеличение числа частиц создает условия для зарождения большого числа центров кристаллизации и способствует формированию мелкокристаллической структуры формирующегося твердого образца. Отличительной чертой структуры отливок, полученных при меньших ДТ, является их сильная разнозернистость, которая проявляется в одновременном присутствии в структуре крупных (100 мкм) зерен с ячеистым строением и мелких (20 мкм) зерен без признаков субструктуры внутри них. Количество последних возрастает с увеличением скорости охлаждения и перегрева расплава. Формированию такой структуры соответствуют повышенные значения микротвердости (рис.Зб), которые свидетельствуют как об изменении степени пересыщения тугоплавким компонентом а-твердого раствора, так и об измельчении зерна. Действительно, методом локального рентгеноспектрального анализа было установлено, что концентрация гафния в а-твердом растворе достигает в этом случае 0.7-0.9%. Алюминиды гафния, растут в виде кубических кристаллов размером 1-2 мкм, имеющих кристаллическую решётку структурного типа1Л2-

При ДТ=500°С подавляется выделение первичных интерметаллических соединений и формируется однофазная структура аномально пересыщенного а-твердого раствора. Как следует из рис.3, данной структурной составляющей соответствуют более высокие значения Б и Нц . Оказалось, что некоторое

огрубление структуры обусловлено сменой форм роста твердой фазы и появлением дендритных и сферолитоподобных образований. Не останавливаясь подробно на особенностях механизма образования сферолитов в алюминиевых сплавах, важно отметить, что появление таких форм роста обусловлено морфологической неустойчивостью на фронте кристаллизации, возникающей вследствие термического и концентрационного переохлаждений расплава. С ростом последних дендритные кристаллы могут трансформироваться в сферолитные и разрастаться в более массивные образования за счет большей скорости роста. Кроме того, для всех образцов, выплавленных при ДТ = 500°С, было зафиксировано повышенное значение параметра решетки а-твердого раствора по сравнению с величипой, полученной для быстрозакаленных с той же скоростью образцов го технического алюминия. Этот экспериментальный факт также свидетельствует о дополнительном легировании матрицы тугоплавким компонентом. Оценка степени пересыщения a-фазы по изменению параметра решетки относительно его значений в исходном состоянии дает значения 1-1.2%. Локальным рентгеноспектральным анализом установлено, что концентрация гафния в a-твердом растворе не ниже 0.9%.

Далее в главе 3 на примере А1-Со и Al-Fe сплавов рассмотрены вопросы влияния ТВ О расплава на структуру и свойства эвтектических систем с интерметаллическими соединениями. При вискозиметрическом исследовании доэвтектических сплавов (Со < 1ат.%) обнаружено расхождение политерм нагрева и охлаждения, которое исчезает при температурах выше 1000°С.

Для эвтектической и заэвтектических композиций (содержание Со - 1 и 2,5ат.%) не установлено признаков необратимых перестроек в расплавах, причиной данного экспериментального факта может служить ограничение максимальной температуры нагрева расплавов в вискозиметре до 1100°С.

Тем не менее, на температурных зависимостях вязкости эвтектических и заэвтектических сплавов, вблизи температуры плавления интерметаллида C02AI9 (950°С), были обнаружены изломы. Таким образом, на основании вискозиметрических исследований только для сплавов доэ втектического состава была установлена температура гомогенизации расплава, близкая к 1000°С. Для металлографического анализа среди А1-Со сплавов были выбраны три состава, отвечающие доэвтектической, эвтектической и заэвтектической композициям и соответственно содержащие 0,25; 0,5 и 5ат.% Со. Исследовано две серии образцов, отличающиеся температурой нагрева расплава: в первой серии она была на 100°С выше точки ликвидуса, во второй - 1100°С, что для указанных сплавов соответствовало перегревам над ликвидусом ОТ, равным 430, 440 и 170°С. Как следует из представленных выше данных, для сплава А1-0,25% Со данная обработка переводит расплав в гомогенное состояние. Для

двух других составов расплав остается микронеоднородным. Скорость охлаждения при кристаллизации в обоих случаях была около 1 К/с.

В результате сравнительного металлографического анализа двух серий образцов обнаружено влияние перегрева расплава только на структуру образцов доэвтектического состава. В частности, после перегрева значительно уменьшилось количество псевдопервичных кристаллов алюминида кобальта ликвационного происхождения, и стала более дисперсной структура эвтектики. В структурах сплавов эвтектического и заэвтектического составов столь радикальных изменений, связанных с перегревом жидкого металла до 1100°С, не обнаружено. Можно отметить, однако, что после указанного перегрева более предпочтительной формой роста кристаллов алюминида кобальта становится округлая, а сами кристаллы приобретают дефектное строение и содержат множество трещин и пор.

Полученные результаты можно интерпретировать с позиций представлений о метастабильной микрогетерогенности расплавов. Согласно этим представлениям, при плавлении двухфазного слитка образуется расплав, состоящий из дисперсных частиц и дисперсионной среды различных химических составов. В соответствии со стабильной диаграммой состояния системы А1-Со, при плавлении исследованных образцов дисперсные частицы образуются на основе первичных интерметаллидов А19Со2 или интерметаллидов, входящих в состав эвтектики. Если полагать, что объемная доля дисперсной фазы в расплаве вблизи ликвидуса приблизительно соответствует объемной доле интерметашшда в исходном слитке, то в образцах, содержащих 0,25; 0,5 и 5ат.% Со, эта величина близка к 1,5; 3 и 31 об.%, соответственно. Обычно с ростом содержания дисперсной фазы термическая устойчивость микрогетерогенной системы возрастает. Поэтому в заэвтектическом расплаве перегрев до 1100°С (всего на 170°С над ликвидусом) недостаточен для гомогенизации системы и процесс ее кристаллизации принципиально не отличается от кристаллизации неперегретых образцов того же состава. То же самое можно сказать и о сплаве эвтектической концентрации.

Изломы на политермах вязкости, отмеченные вблизи точки плавления соединения А19Со2 в опытах с образцами эвтектического и заэвтектического составов, при отсутствии ветвления кривых нагрева и охлаждения могут быть вызваны обратимыми изменениями структуры ближнего порядка, которые происходят при нагреве в дисперсных частицах, образованных при плавлении кристаллов указанного интерметашшда.

Изучение особенностей поведения жидких Al-Fe сплавов было проведено по аналогичной схеме, т.е. были выбраны три сплава доэвтектического (А1-

0,5ат.% Fe), эвтектического (А1-0,9ат.% Fe) и заэвтектического (А1-1,5ат.% Fe) составов. v

В данном исследовании особое внимание было обращено на способ приготовления исходного расплава. В опытах варьировали состав шихты, вводя железо в Al расплав либо в виде чистого компонента, либо в виде интерметаллида AbFe, а также температуру синтеза сплавов и условия перемешивания компонентов в расплаве.

Было исследовано четыре серии образцов При выплавке образцов первой и третьей серии железо вводилось в чистом виде, а второй и четвертой серии -в виде соединения. Образцы первых двух серии сплавлялись непосредственно в вискозиметре без принудительного перемешивания при разрежении ниже 1 Па, а третьей и четвёртой - сплавлялись в открытой печи сопротивления при температуре 1100°С с неоднократным перемешиванием расплава.

Для всех образцов первых двух серий, кроме сплава доэвтектического состава, при выплавке которого использовалось чистое железо, обнаружено несовпадение политерм нагрева и охлаждения, особенно ярко выраженное в сплавах, легированных интерметаллидом. Отсутствие высокотемпературного совпадающего участка этих кривых указывает на незавершенность изменений структуры металлической жидкости в исследованном температурном интервале. Политермы кинематической вязкости расплавов системы Al-Fe доя образцов третьей и четвертой серии представлены на рис.4. При таком способе приготовления образцов расхождение политерм нагрева и охлаждения, обусловленное необратимым изменением его структурного состояния, отмечено только для расплава А1-1,5ат.% Fe. При температурах выше 850°С для образцов, приготовленных с использованием соединения Al3Fe, и выше 950°С для образцов, легированных чистым железом, кривые нагрева и охлаждения совпадают, что свидетельствует о завершении указанных структурных перестроек. Отсутствие ветвления кривых v(T) доэвтектического и эвтектического образцов можно объяснить тем, что в них объемная доля дисперсных частиц сравнительно мала, поэтому изменение вязкости расплавов при гомогенизации не превышает случайной погрешности измерения v.

Ярко выраженное ветвление политерм вязкости в большинстве образцов первой и второй серий и его отсутствие в доэвтектическом и эвтектическом образцах третьей и четвертой можно объяснить различной степенью их макроскопической неоднородности.

Дополнительную информацию о поведении дисперсной фазы в микрогетерогенных расплавах Al-Fe можно извлечь, рассчитав ее объемную долю ф из уравнения Эйнштейна для вязкости разбавленных суспензий:

v = v0(l+2,5q>)

Здесь v - вязкость суспензии, v0 - вязкость дисперсионной среды (в нашем случае - жидкого алюминия). Результаты расчетов представлены на рис.5 Отметим, что поскольку величина <р вычисляется как разность вязкостен микрогетерогенного расплава Al-Fe и жидкого алюминия, а эта разность не превышает 10%, точность определения <р оказывается не выше 20%. В тех случаях, когда ср уменьшается до 2-3%, погрешность ее расчета становится сравнимой с самой величиной. Поэтому приведенные результаты следует рассматривать как оценочные, свидетельствующие лишь о некоторых тенденциях в поведении дисперсной фазы расплава.

Их анализ показывает, что в образцах эвтектического состава после плавления объемная доля <р дисперсных частиц Al3Fe составляет 4-6%, что примерно соответствует содержанию этого соединения в кристаллическои эвтектике (4,8 об.%). Это позволяет заключить, что дисперсные частицы расплава сформировались в процессе плавления в результате диспергирования эвтектической интерметаллидной составляющей.

С повышением температуры в доэвтекгических и эвтектических образцах, легированных соединением Al3Fe, происходит постепенное уменьшение ф практически до 0. Если же при приготовлении этого сплава использовалось чистое железо, то вплоть до 900-1000°С объемная доля образованных им дисперсных частиц колеблется вблизи 4-5% и только при дальнейшем перегреве над ликвидусом начинает снижаться.

Для исследования влияния перестроек расплавов Al-Fe при их перегреве над ликвидусом на структуру слитков, формирующихся в ходе последующей кристаллизации, проведено сравнительное металлографическое исследование образцов эвтектического (0,9ат.% Fe) и заэвгектического (1,5% Fe) составов Контрольная серия образцов выплавлялась при температурах, превышающих ликвидус не более чем на 100°С, а экспериментальная - при 1100°С, что соответствовало перегревам на 445 и 323°С, соответственно. В обоих случаях жидкий алюминий легировали либо чистым железом, либо соединением Al3Fe, после чего расплав многократно перемешивали и кристаллизовали на воздухе в алувдовых тиглях.

В работе установлено, что независимо от способа легирования, в отливках формируется пластинчатая нерегулярная эвтектика, образованная алюминидом и a-твердым раствором на основе Al. Эвтектические алюминиды имеют форму пластан или игл, морфология которых практически не зависит от состава и способа легирования (рис.ба). Оба способа легирования в отсутствие перегрева не обеспечивают формирования однородной структуры отливок, что

V.107

м2/с

700 900 1100 700 900 1100 t, С

Рис 4 Политермы кинематической вязкости однородных сплавов Al-Fe серия Ш-Fe вводилось в чистом виде, серия IV-Fe вводилось в виде интерметаллида (»-нагрев, о-охлаждение)

t,"С

Рис 5 Зависимость объёмной доли (ф) включений расплавов Al-Fe

легированных AljFe (■ -А1-0 5ат %Fe, А1-0 9ат %Fe, •- А1-1 5ат %Fe)

проявляется в образовании зон, содержащих первичные дендриты а-фазы (рис.бб). В заэвтектическом сплаве первыми формируются более крупные ингерметаллические кристаллы, имеющие форму пластин. Ренгеносгруктурный анализ показал, что состав как первичных, так и эвтектических алюминидов соответствует А1|3Ре4.

После перегрева исходного расплава до 1100°С структура слитков существенно изменяется Независимо от способа легирования и состава, наиболее типичной становится дисперсная стерженьковая структура эвтектики(рис.6в) В том случае, когда жидкий алюминий легировали железом, в структуре слитка заэвтектического состава частично присутствуют первичные кристаллы алюминида, однако они гораздо более дисперсны, чем в аналогичном сплаве, не подвергавшемся гомогенизирующему перегреву. Наиболее существенные отличия структуры перегретых и неперегретых образцов зафиксированы в том случае, когда для легирования использовалось соединение А13Ре. Так в заэвтектическом сплаве подавляется образование первичных интерметаллидов и формируется метастабильная квазиэвтектическая структура (рис.бг).

Полученные результаты дают основания предположить, что существенный перегрев над ликвидусом может повлиять на объемную долю, дисперсность и морфологию железосодержащих соединений не только в бинарной системе А1-Ре, но и в многокомпонентных алюминиевых сплавах, содержащих железо. В следующей главе демонстрируется эффективность

такого подхода для повышения качества вторичных силуминов, для которых характерны повышенные концентрации этого элемента.

в г

Рис.6. Микроструктура сплавов Al-Fe (х200):

а-А 1-0.9ат. %Fe-3m ектика (перегрев над ликвидусом 100°С);

б- А1-0.9ат.%Ре-дендриты a-фазы (перегрев над ликвидусом 100°С);

в- А1-0.9ат.%Ре-эвтектика (перегрев над ликвидусом 445°С);

г- AJ -1.5 ат. %Ре-эвтектшса (перегрев над ликвидусом 323°С).

В конце главы сформулированы выводы. Четвертая глава посвящена изучению возможностей повышения служебных характеристик вторичных силуминов за счет гомогенизирующей термической обработки в жидком состоянии.

Объектом исследования были выбраны промышленные доэвтектические силумины: A-основа; Si(6.3-7.0);Fe(l .0-1,2);Cu(0.18-0.35);Mn(0.21-0.37);Mg(0.27-0.4); (Ti+Cr)0.2).

С целью определения оптимальных режимов термической обработки расплавов вторичных силуминов были измерены их структурно -чувствительные свойства и построены температурные зависимости кинематической вязкости и плотности в ходе нагрева и последующего охлаждения.

Методики измерения вязкости и плотности промышленного сплава не отличалась от методики ее измерения в модельных сплавах, описанные во 2 главе.

Результаты измерения вязкости и плотности представлены на рис.7. Обращает внимание несовпадение кривых нагрева и охлаждения при Т< 960°С, подобное тому, которое наблюдалось ранее при исследовании бинарных систем на основе алюминия (рис 7а). Точка ветвления политерм плотности лежит несколько выше аналогичной точки на температурных зависимостях вязкости -вблизи 1020°С (рис. 76). Очевидно, благодаря более высокой чувствительности. 1амма- абсорбционные измерения позволяют зафиксировать более поздние стадии процесса гомогенизации расплава.

ТОО 800 ЭДО ¡обо 1100 ( 0£ 800 900 1000 , ор

а) ' б)

Рис.7 Политермы кинематической вязкости (а) и плотности (б) силумина.

Опираясь на результаты измерения структурно-чувствительных свойств и определения Тгои расплава силумина данного состава, выбраны пределы изменения температуры нагрева расплава, которые варьировались от 740° до 1100°С. Первый интервал предусматривал нагревы ниже Тгом = 960°С, второй -выше Тгом. С целью определения влияния скорости охлаждения на струюурообразование сплава были исследованы две серии образцов: закристаллизованные в вискозиметре (Уохя ~1 °С/с) и отлитые в кокиль ( Упхл ~100 °С/с). Согласно металлографическим исследованиям было установлено, что при Уохл =1°С/с структура отливок зависит от перегрева расплава. В частности, при нагреве расплава ниже Тгож общая объемная доля фаз, содержащих железо, составила 8%, из них на долю первичных фаз приходилось 2%. Микротвердость дендритов в данной отливке равна 760 МПа.

При Т > Тгом изменяется преимущественная форма выделения первичных кристаллов, и они становятся соизмеримыми с фазами эвтектического происхождения. Общая объемная доля интерметаллидов уменьшается на 2%,

микротвердость a-твердого раствора повышается до 830 МПа, что на 70 единиц выше, чем до обработки. По данным рентгеновского анализа при этом наблюдается уменьшение параметра решётки матрицы, что свидетельствует о дополнительном легировании a-твердого раствора железом.

Таким образом, отличительной особенностью структуры образцов, полученных после нагрева расплава выше является отсутствие крупных пластинчатых алюминидов и сокращение общего количества избыточных фаз, приводящих к неоднородности строения и снижению пластичности отливок.

С ростом V0XJ1, независимо от температурного режима выплавки, измельчаются все структурные составляющие сплава, в том числе и интерметаллидные фазы Появляются дендритоподобные первичные кристаллы, которые приходят на смену пластинчатым, наблюдаемым при скорости охлаждения V=1 К/с. Это отражает различие в кинетике обменных процессов на межфазной границе кристалл-расплав, связанное с различной величиной переохлаждения расплава. Применение гомогенизирующего перегрева расплава (Т=1100°С) существенно изменяет структуру отливок. В первую очередь, уменьшается общее количество алюминидов на основе железа. За счет полного подавления первичной кристаллизации этих фаз их объемная доля снижается на 2.5 %. Кроме того, наблюдается измельчение дендритной ячейки а- фазы примерно в 2 раза, что автоматически приводит к диспергированию вторичных выделений эвтектических составляющих сплава При этом микротвердость a-фазы возрастает на 100 единиц.

Кроме того, сравнение соотношения основных фаз (a-твёрдого раствора и Al-Si эвтектики) в образцах после перегрева до Т>Тгои с исходным свидетельствует о том, что объёмная доля последней уменьшается.

Всё вышеизложенное даёт возможность заключить, что применение гомогенизирующей обработки жидкого силумина в условиях получения отливок со скоростями охлаждения не ниже 100 К/с приводит к выравниванию химического состава, модифицированию структуры и повышению твёрдости материала.

В заключительном разделе данной главы описан эксперимент, моделирующий условия заводского литья в песчаные формы промышленного силумина А825. Для разработки оптимальных режимов ТВО расплава были проведены специальные эксперименты, в которых проверялась возможность «состыковки» высокого предварительного перегрева расплавов с низкой (стандартной для данного класса сплавов) температурой литья. С этой целью было исследовано три режима ТВО расплава: первые два повторяли лабораторные опыты, описанные выше, а третий - заключался в предварительном нагреве расплава до Т > Тгои и последующем его охлаждении

до Т < Тгом, совпадающей со стандартной температурой лить я (принятой в заводских условиях). Установлено, что в контрольном образце (режим 1) алюминиды переходных металлов характеризуются большим разнообразием габитуса (рис.8). Для алюминидов на основе железа характерны габитусы в форме игл или скелетовидных включений (рис.8а). Их размер приблизительно равен размеру кристаллов эвтектического кремния. Кроме того, в структуре отливок обнаруживаются ограненные пластинчатые первичные кристаллы (указанные стрелкой), имеющие размер 30-50 мкм (рис.86). Идентификация избыточных фаз проведена методом локального рентгеновского спектрального анализа. Оказалось, что в состав этих соединений входят железо, марганец и кремний, в то время как медь, магний и хром растворены в а-твёрдом растворе При исследовании структуры отливок было установлено, что форма и размеры структурных составляющих сплава существенно изменяются в результате ТВО

б г

Рис.8. Микроструктура силумина (х200) а,б-образцы приготовленные по режиму 1; в,г- образцы приготовленные по режиму 2 и 3 соответственно;

расплава по режимам 2 и 3 (рис.8в), в частности, измельчаются эвтектические алюминиды и кремний, уменьшается вдвое абсолютная величина дендритного параметра a-фазы, а ее микротвердость возрастает до 900-970 МПа.

Используя метод количественной металлографии, была получена температурная зависимость объёмной доли алюминидов в структуре отливок и установлено, что объемная доля алюминидов переходных металлов после гомогенизирующей обработки уменьшилась на 25-30%, а их средний размер сократился до 8-10 мкм. В процессе проведения данных экспериментов удалось получить важный результат о том, что структуры образцов, полученных по режимам 2 и 3, подобны, следовательно, подстуживание расплава после его перевода в гомогенное состояние не вызывает огрубления структуры и понижения свойств материала (Рис.8г).

Поскольку в промышленных условиях важно сохранить стандартную температуру разливки сплава на уровне привычных 700°-750°С, было решено рекомендовать промышленное опробование температурной обработки расплава по режиму 3. Можно предложить на первой высокотемпературной ступени обработки вводить тугоплавкие составляющие сплава (Cu. Mn, Si), а на второй осуществлять подшихтовку магнием. Такая технология позволит значительно сэкономить шихтовые материалы и не приведёт к выгоранию легкоплавких компонентов.

Данная технология испытана в Исследовательском центре корпорации General Motors (Дейтрот, США).

В конце главы приводятся выводы по этому разделу работы. Основные результаты диссертационной работы состоят в следующем:

1. Измерены температурные зависимости кинематической вязкости расплавов Al-Ge (30.3 ат.% Ge), Al-Hf (0.2 ат.% Hf), Al-Co (0.1; 0.25; 0.35; 0.5; 1.0; 2.5; 3.5 и 5 0 ат.% Со) и Al-Fe (0 5; 0.9 и 1.5 ат.% Fe) в ходе нагрева образцов после плавления и при последующем охлаждении. Для большинства исследованных образцов обнаружено ветвление этих температурных зависимостей {гистерезис вязкости)-, автор связывает данный эффект с необратимым переходом расплава из метастабильного микрогетерогенного состояния в состояние истинного раствора {гомогенизацией расплава). По точкам ветвления указанных кривых определены температуры гомогенизации изученных расплавов.

2. Для некоторых составов (А1-0.2 ат.% Hf, Al-1.5 ат.% Fe) отмечено аномальное повышение вязкости расплава с ростом температуры при приближении к точке гомогенизации, вероятной причиной которого является увеличение степени дисперсности его структурных составляющих, за счёт их самопроизвольного диспергирования.

3. Обнаружена зависимость температуры гомогенизации алюминиевых сплавов от способа их легирования железом (с помощью чистого компонента или алюминида AljFe) и оценена объёмная доля дисперсной фазы в микрогетерогенном Al-Fe расплаве при различных температурах.

4. Проведено сравнительное металлографическое исследование структуры кристаллических образцов, полученных из микрогетерогенного и гомогенизированного расплавов. Показано, что после гомогенизирующей термической обработки исследованных расплавов наблюдаются уменьшение объемной доли и среднего размера включений первичных алюминидов и изменение их морфологии, а также модифицирование структуры эвтектики. Установлено, что перевод расплава в гомогенное состояние вызывает увеличение переохлаждения на фронте кристаллизации и способствует формированию метастабильных структур, таких как квазиэвтектики или аномально пересыщенные тугоплавкими элементами твёрдые растворы на основе алюминия.

5. Для сплава AI-0.2 ат.% Hf исследовано влияние скорости охлаждения (от 2102 до 2 104 К/с) на особенности кристаллической структуры, формирующейся при затвердевании гомогенизированного и негомогенизированного расплавов. Отмечено: повышение достигаемой в результате гомогенизирующей термообработки расплава степени пересыщения a-твердого раствора с ростом скорости охлаждения при кристаллизации; нарастающее с ростом скорости охлаждения диспергирование алюминидов в результате нагрева расплава до температур, соответствующих аномальному участку роста его вязкости перед гомогенизацией; появление при скорости охлаждение более 104 К/с дисперсных алюминидов гафния с кубической решеткой Ll2, когерентной решетке матрицы, которые инициируют измельчение зерна.

6. Изучено влияние перегрева и скорости охлаждения расплава на кинетику и морфологию железосодержащих алюминидов во вторичных доэвтектических силуминах. Показано, что перевод расплава в гомогенное состояние приводит к подавлению первичной кристаллизации алюминидов в кокильных отливках, содержащих 1-1,5 вес.% переходных металлов (Fe, Мл), а также повышает степень легированности основы и её твёрдость на 15-20%.

7. Предложена технология производства промышленных слитков из вторичных доэвтектических силуминов, включающая в себя двухстадийную ТВО расплава. В частности, для сплава А852 первая стадия предусматривает нагрев шихты с тугоплавкими добавками (Mn,Ti, Cr, Си) до 1100°С, выдержку и охлаждение до температуры 730-720°С. Вторая

стадия заключается в подшихтовке легкоплавких составляющих расплава (например, Mg) и его разливке при стандартных условиях, предусмотренных заводской технологией. Испытание данной технологии подтвердили эффективность использования гомогенизирующей ТВО расплава в промышленных условиях.

Основное содержание диссертации представлено в следующих публикациях:

1. Попель П.С.Державина OA Мокеева Л.В.ДПубина Т.Б., Рожицина Е.В. О влиянии структурного состояния расплава Al-Ge на взаимную растворимость компонентов в твердой фазе. Расплавы, 1989, №6,с, 106-108.

2. Попель П.С.,Чикова О.А.,Бродова И.Г.Д1оленц И.В.Д'ожицина Е.В. Влияние структурного состояния расплавов Al-Si, Al-Ge, Al-Fe на микроструктуру литого металла при медленных скоростях охлаждения (10-ЮОК/с). //Евтекгака. НауковИпраци. (Научные труды4-й Международной конференции по закономерностям формирования структуры сплавов эвтектического тшга).Днепропетровск,Украина, 24-26.06.1997,с.76.

3. Попель П.С., Рожицина Е.В.,Чикова О.А.,Разикова Н.И. Физические свойства материалов и методы их исследования. Екатеринбург, Изд.УрГПУ.1998. С.3-8.

4. Попель П.С., Рожицина Е.В., Чикова О.А Физические свойства Металлов и сплавов. Изд УГТУ-УПИ, Екатеринбург, 1999.С.110-114

5 Попель П.С, Е.В.Рожицина,О.А Чикова, ИХ.Бродова Взаимосвязь структурного состояния твердых и жидких сплавов А1-Со. Физические свойства Металлов и сплавов. Изд.УГТУ-УПИ, Екатеринбург, 1999.С.71-73.

6. Popel P.3rodova I.,Bashlykov D.,Manukhin A.,Rozhicyna E.. Disperse structure forming in rapidly quenched Al-Hf alloy. Materials Science and Engineering, 2001, A304-306, pp.544-547.

7. П.С.Попель,Й.Г.Бродова,Е.В .Рожицина,Д.В.Багшшков, Л.Шепелев a,0. А. Чи кова,В.П.Манов. Влияние гомогенизирующего перегрева расплава на структуру и свойства вторичных силуминов. Экспериментальные исследования металлических расплавов. Труды 10-й Российской конференции «Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов», Екатеринбург, декабрь 2001 г. т.2., Изд.ЮУрГУ, Екатеринбург -Челябинск, 2001. с.43-46.

8. Попель П.С.,Рожицина Е.Е..Чикова O.A.Допель П.С.Иродова И.Г. Взаимосвязь структурного состояния твердых и жидких сплавов А1-Со Расплавы, 2002, вып.5, с.36-41.

Подписано в печать 12.03.2005 Формат 60 х 84 1/16. Бумага для множ. ап. Гарнитура «Journal». Печать на ризографе Усл. печ. л. 1.Тираж 100 экз. Заказ 1451. Оригинал-макет отпечатан в отделе множительной техники Уральского государственного педагогического университета 620017 Екатеринбург, просп. Космонавтов, 26 E-mail: uspu@dialup.utk.ru

»127 93

РНБ Русский фонд

2006-4 9796

Содержание диссертации автор исследовательской работы: кандидата физико-математических наук, Рожицина, Елена Васильевна

ВВЕДЕНИЕ

Глава 1 Постановка задач исследования

1.1 Влияние перегрева расплава над ликвидусом на 10 структуру и свойства литого металла

1.2 Метастабильная микрогетерогенность расплавов и 16-связанные с ней возможности регулирования структуры слитков

1.3 Проблема использования вторичного сырья при 28 производстве отливок ответственного назначения из алюминиевых сплавов

1.4 Объекты, методы и задачи исследования

Глава 2 Методики экспериментальных исследований и обработки результатов

2.1 Измерение температурных зависимостей 38 кинематической вязкости

2.1.1 Метод измерений

2.1.2 Экспериментальная установка и методика проведения 43 опытов

2.1.3 Оценка погрешностей измерений

2.2 Кристаллизация образцов

2.3 Методы исследования кристаллической структуры 50 сплавов

2.3.1 Вырезка образцов и подготовка шлифов

2.3.2 Количественный металлографический анализ

2.3.3 Измерение микротвердости

2.3.4 Качественный и количественный фазовый анализ

Глава 3 Результаты экспериментальных исследований вязкости расплавов на основе алюминия и влияния их гомогенизирующей обработки на структуру литого металла

3.1 Сплавы Al-Ge

3.2 Сплавы Al-Hf

3.3 Сплавы А1-Со

3.4 Сплавы Al-Fe

3.5 Выводы по результатам гл.З

Глава 4 Повышение служебных характеристик вторичного силумина за счет гомогенизирующей термической обработки в жидком состоянии 4.1 Объекты и методы исследования структурного состояния жидких и твердых силуминов

4.2 Результаты исследования свойств вторичного силумина 91 в жидком состоянии

4.3 Влияние условий приготовления расплава и параметров 93 кристаллизации на структуру литого металла

4.4 Определение оптимальных режимов термической 97 обработки расплава с целью улучшения структуры и повышения твердости промышленного силумина А

4.5 Выводы по результатам гл.

Введение диссертация по физике, на тему "Влияние гомогенизирующей термической обработки сплавов алюминия с германием, гафнием, кобальтом и железом в жидком состоянии на их структуру после кристаллизации"

Актуальность темы исследования

Взаимосвязь и взаимное влияние строения сплавов в жидком и кристаллическом состояниях является не решенной до настоящего времени проблемой физики конденсированного состояния. Начиная с семидесятых годов прошлого века, происходило интенсивное накопление опытных данных, свидетельствующих о наличии корреляционных связей между структурно-чувствительными свойствами металлических расплавов и структурой литого металла, формирующейся после их кристаллизации (работы Б.А.Баума, И.А.Новохатского, Ри Хосена с сотрудниками). Б.А.Баум обратил внимание на ветвление температурных зависимостей свойств жидких сплавов, полученных в ходе их первичного нагрева и последующего охлаждения (гистерезис свойств). Не конкретизируя физической природы необратимых изменений строения расплавов вблизи точки ветвления этих кривых, он предложил в ходе технологического процесса выплавки сплавов нагревать их выше точки ветвления, провоцируя таким образом эту перестройку. Многочисленные исследования, проведенные под его руководством, показали эффективность подобного подхода для повышения качества сталей, чугунов и никелевых сплавов. Однако отсутствие физически обоснованных представлений о природе процессов, приводящих к гистерезису свойств расплавов, не позволяло с единых позиций подойти к анализу механизмов влияния термообработки жидкого металла на свойства слитков. Это, в свою очередь, препятствовало обобщению опытных данных и переходу от эмпирического определения режимов выплавки для каждой отдельной марки сплава к прогнозированию эффективности такой обработки и априорной разработке рекомендаций для групп сплавов.

Появление в 80-е годы прошлого века представлений о метастабильной микрогетерогенности расплавов позволило решить значительную часть указанных проблем. П.С.Попель с сотрудниками на основании анализа собственных экспериментальных результатов и данных, полученных другими авторами, показали, что причиной ветвления политерм их свойств является необратимое разрушение метастабильной микрогетерогенной структуры расплава, унаследованной от гетерогенных исходных кристаллических материалов. Это позволило трактовать точку ветвления температурных зависимостей свойств как точку гомогенизации расплава. Уже первые целенаправленные исследования влияния гомогенизирующей термообработки жидкого металла на структуру слитков алюминиевых сплавов Al-Si и Al-Zr, проведенные П.С.Попелем и И.Г.Бродовой, позволили дать ясную физическую картину этого эффекта.

Цель работы и задачи исследования

2. На основании полученных данных определить температуры гомогенизации изученных расплавов.

Научная новизна

В диссертационной работе получены следующие новые результаты:

2. По точкам ветвления указанных кривых определены температуры гомогенизации изученных расплавов.

3. Для некоторых составов (Al-0.22aT.%Hf, Al-l.5aT.%Fe) отмечено аномальное повышение вязкости расплава с ростом температуры при приближении к температуре гомогенизации.

4. Показано, что после гомогенизирующей термической обработки исследованных расплавов наблюдаются:

• смещение эвтектической точки в сторону больших концентраций второго компонента;

• пересыщение а-твердого раствора легирующим элементом;

• уменьшение объемной доли и среднего размера включений

• первичных алюминидов и изменение их морфологии;

• модифицирование структуры эвтектики.

5. Для сплавов Al-Hf отмечено:

• повышение достигаемой в результате гомогенизирующей термообработки расплава степени пересыщения а-твердого раствора с ростом скорости охлаждения при кристаллизации;

• появление при скорости охлаждения более 2-104 °С/с дисперсных алюминидов гафния с кубической решеткой Lb, когерентной решетке матрицы, которые инициируют измельчение зерна.

6. Для сплавов Al-Fe:

• обнаружена зависимость температуры гомогенизации расплавов от способа приготовления образцов;

• оценена объемная доля дисперсной фазы в микрогетерогенном расплаве при различных температурах.

7. Показано, что в результате гомогенизирующей термической обработки расплава вторичного доэвтектического силумина удается :

• уменьшить дендритный параметр первичных кристаллов а-фазы;

• модифицировать структуру эвтектики;

• уменьшить размеры, изменить формы роста и распределение кристаллов интерметаллических соединений;

• уменьшить объемную долю интерметаллидов железа;

• увеличить степень пересыщения и микротвердость а-твердого раствора и сплава в целом.

Практическая ценность работы

Выявленное при изучении сплава Al-Hf появление дисперсных алюминидов с кубической решеткой Lb, когерентной решетке матрицы, 7 которые инициируют измельчение зерна, можно использовать в качестве нетрадиционного способа модифицирования алюминиевых сплавов.

Автор защищает:

• результаты измерения температурных зависимостей кинематической вязкости жидких сплавов алюминия с германием, гафнием, кобальтом и железом, полученные при нагреве и последующем охлаждении, с точками ветвления, соответствующими их необратимому переходу из метастабильного микрогетерогенного состояния в состояние истинного раствора;

• обнаруженные в работе эффекты:

- аномального роста вязкости расплава Al-Hf при нагреве до температур, близких к точке гомогенизации;

- нарастающего с ростом скорости охлаждения диспергирования алюминидов в результате нагрева расплава Al-Hf до температур, соответствующих аномальному участку роста его вязкости перед гомогенизацией;

- появления после нагрева расплава Al-Hf до указанных температур и его охлаждения со скоростью более 104 °С/с дисперсных алюминидов гафния с кубической решеткой Ыг, когерентной решетке матрицы, которые инициируют измельчение зерна; - зависимости температуры гомогенизации расплавов Al-Fe от способа приготовления образцов; • технологию выплавки вторичного доэвтектического силумина, обеспечивающую существенное улучшение его структуры и повышение механических свойств.

Апробация работы

Результаты, полученные в диссертации, докладывались и обсуждались на следующих международных и национальных конференциях: 4-й и 5-й Международных конференциях «Закономерности формирования структуры сплавов эвтектического типа», Днепропетровск, Украина, 1997 и 2000 г.г.; 10-th International Conference on Rapidly Quenched and Metastable Materials, Bangalore, India, 1999; 10-й Российской конференции «Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов», Екатеринбург, 2001 г.

Публикации

По результатам исследования опубликовано 3 статьи в рецензируемых журналах, 2 статьи в сборниках научных трудов, 3 доклада в сборниках трудов конференций.

Структура и объем диссертации

Диссертация состоит из введения, 4 глав и списка цитируемой литературы. Она изложена на 115 стр. и содержит 41 рисунок. Список литературы включает 80 наименований.

Заключение диссертации по теме "Физика конденсированного состояния"

Основные результаты диссертационной работы состоят в следующем:

1. Измерены температурные зависимости кинематической вязкости расплавов Al-Ge (30.3 ат.% Ge), Al-Hf (0.2 ат.% Hf), Al-Co (0.1; 0.25; 0.35; 0.5; 1.0; 2.5; 3.5 и 5.0 ат.% Со) и Al-Fe (0.5; 0.9 и 1.5 ат.% Fe) в ходе нагрева образцов после плавления и при последующем охлаждении. Для большинства исследованных образцов обнаружено ветвление этих температурных зависимостей {гистерезис вязкости)', автор связывает данный эффект с необратимым переходом расплава из метастабильного микрогетерогенного состояния в состояние истинного раствора {гомогенизацией расплава). По точкам ветвления указанных кривых определены температуры гомогенизации изученных расплавов.

2. Для некоторых составов (А1-0.2 ат.% Hf, Al- 1.5 ат.% Fe) отмечено аномальное повышение вязкости расплава с ростом температуры при приближении к точке гомогенизации, вероятной причиной которого является увеличение степени дисперсности его структурных составляющих, за счёт их самопроизвольного диспергирования.

3. Обнаружена зависимость температуры гомогенизации алюминиевых сплавов от способа их легирования железом (с помощью чистого компонента или алюминида A^Fe) и оценена объёмная доля дисперсной фазы в микрогетерогенном Al-Fe расплаве при различных температурах.

4. Проведено сравнительное металлографическое исследование структуры кристаллических образцов, полученных из микрогетерогенного и гомогенного расплавов. Показано, что после гомогенизирующей термической обработки исследованных расплавов наблюдаются уменьшение объемной доли и среднего размера включений первичных алюминидов и изменение их морфологии, а также модифицирование структуры эвтектики.

Установлено, что перевод расплава в гомогенное состояние вызывает увеличение переохлаждения на фронте кристаллизации и способствует формированию метастабильных структур, таких как квазиэвтектики или аномально пересыщенные тугоплавкими элементами твёрдые растворы на основе алюминия.

5. Для сплава А1-0.2 ат.% Hf исследовано влияние скорости охлаждения (от 2*102 до 2-104 °С/с) на особенности кристаллической структуры, формирующейся при затвердевании гомогенного и микрогетерогенного расплавов. Отмечены: повышение достигаемой в результате гомогенизирующей термообработки расплава степени пересыщения а-твердого раствора с ростом скорости охлаждения при кристаллизации; нарастающее с ростом скорости охлаждения диспергирование алюминидов в результате нагрева расплава до температур, соответствующих аномальному участку роста его вязкости перед гомогенизацией; появление при скорости охлаждение более 104 К/с дисперсных алюминидов гафния с кубической решеткой ЬЬ, когерентной решетке матрицы, которые инициируют измельчение зерна.

6. Изучено влияние перегрева расплава над ликвидусом и скорости его охлаждения при кристаллизации на кинетику и морфологию железосодержащих алюминидов во вторичных доэвтектических силуминах. Показано, что перевод расплава в гомогенное состояние приводит к подавлению первичной кристаллизации алюминидов в кокильных отливках, содержащих 1-1,5 вес.% переходных металлов (Fe, Мп), а также повышает степень легированности основы и на 1520% её микротвёрдость.

7. Предложена технология производства промышленных слитков из вторичных доэвтектических силуминов, включающая в себя двухстадийную температурно-временную обработку расплава. В частности, для сплава А852 первая стадия предусматривает нагрев шихты с тугоплавкими добавками (Mn, Ti, Сг, Си) до 1100°С, выдержку и охлаждение до температуры 730-720°С. Вторая стадия заключается в подшихтовке легкоплавких составляющих расплава (например, Mg) и его разливке при стандартных условиях, предусмотренных заводской технологией. Испытание данной технологии подтвердили эффективность использования гомогенизирующей ТВО расплава в промышленных условиях.

Список источников диссертации и автореферата по физике, кандидата физико-математических наук, Рожицина, Елена Васильевна, Екатеринбург

1. Спасский А.Г., Фомин Б.А., Алейников С.И. Температурная обработка жидких металлов и влияние её на механические свойства отливок. //Литейное производство. 1959. №10. С.35-37.

2. Готгильф Т.Д., Любимов А.П. Исследование явления гистерезиса вязкости в расплавах системы таллий-висмут // Известия вузов. Цветная металлургия. 1965. № 6. С. 128. 132.

3. Roll A., Basu P. Der elektrische Widerstand geschmolzener Zinn-Antimon-und Zinn-Wismut-Legierungen // Z. Metallkunde. 1963. Bd. 54, H. 9. S. 511.514.

4. Новиков И.И., Золоторевский B.C. Дендритная ликвация в сплавах . М.: Наука, 1966. 155 с.

5. Белащенко Д.К., Вязкие и электрические свойства жидких бинарных сплавов и их связь со структурой жидкости // Журнал физической химии. 1957. Т. 117, № 1. С. 98.101.

6. Готгильф Т.Л., Любимов А.П. Исследование явления гистерезиса вязкости в расплавах системы таллий-висмут // Известия вузов. Цветная металлургия. 1965. № 6. С. 128. 132.

7. Готгильф Т.Л., Любимов А.П. К вопросу о структурных изменениях в жидком таллии // Доклады АН СССР. Химия. 1966. Т. 170, № 5. С. 1126.1129.

8. Жидкая сталь / Баум Б.А., Хасин Г.А., Тягунов Г.В. и др. М.: Металлургия, 1984. 208 с.

9. V.V.Filippov and P.S.Popel. J. Chim. Phys. 94 (1997) 1152-1158.

10. Попель П.С., Баум Б.А., Косилов H.C. Межфазные явления при смешении металлических расплавов // Адгезия расплавов и пайка материалов. Киев: Наукова думка, 1982. Вып. 9. С. 8. 10.

11. Kumar R., Sivaramakrishnan C.S. Stability of liquid Pb-Cd systems // J. Mater. Sci. 1969. Vol. 4, No. 5. P. 377.382.

12. О структурных превращениях в жидком алюминии / Ю.А.Базин, В.М.Замятин, Я.А.Насыйров, А.В.Емельянов // Известия вузов. Черная металлургия. 1985. № 5. С. 28.33.

13. Chipman J. Incomplete mixing in the deoxidation of steel // Trans. Metallurg. Soc. AIME. 1962. Vol. 224, No. 6. P. 1288. 1289.

14. Данилов В.И., Радченко И.В. Рассеяние рентгеновых лучей в жидких эвтектических сплавах // Журнал экспериментальной и теоретической физики. 1937. Т. 7, вып. 9-10. С. 1158.1160.

15. Гаврилин И.В. Седиментационный эксперимент при изучении жидких сплавов // Извести АН СССР. Металлы. 1985. № 2. С. 66.73.

16. Вертман А.А., Самарин A.M., Якобсон A.M. О строении жидких эвтектик // Известия АН СССР. Металлургия и топливо. 1960. № 3. С. 17.21.

17. Попель П.С., Преснякова Е.Л., Павлов В.А., Архангельский Е.Л. и др. О происхождении микрорасслоения эвтектических сплавов Sn-Pb в жидком состоянии // Известия АН СССР. Металлы. 1985. № 2. С. 53.56.

18. U.Dahlborg, M.Calvo-Dahlborg, P.S.Popel and V.E.Sidorov. Structure and Properties of some glass-forming liquid alloys.-Eur. Phys. J., В14 (2000) 639-648.

19. Попель П.С., Манов В.П., Манухин А.Б. Влияние состояния расплава на строение пленок Sn-Pb после кристаллизации // Доклады АН СССР. 1985. Т. 281, № l.C. 107.109.

20. Бродова И.Г., Попель П.С., Есин Е.О. и др. Морфологические особенности структуры и свойства заэвтектичкского силумина. -Физика металлов и металловедение, 1988, 65, вып. 6, с.1149-1154.

21. Бродова И.Г., Замятин В.М., Попель П.С. и др. Условия формирования метастабильных фаз при кристаллизации сплавов Al-Zr. -Расплавы, 1988, 2, вып. 6, с. 23-27.

22. МондольфоЛ.Ф. Структура и свойства алюминиевых сплавов. М.:Металлургия,1979. 640 с.

23. Данилов В.И. Строение и кристаллизация жидкости. Киев: АН УССР, 1956. 568 с.

24. Таран Ю.Н., Мазур В.И. Структуры эвтектических сплавов. М.:Металлургия, 1978. 311с.

25. Кейта М., Штейнеман С., Кюньцы X., Гюнтерод Г. //Жидкие металлы. М.-Металлургия, 1980, сю379-386.

26. Ватолин П.А., Денисов В.М., Керн Э.М. и др. Строение и свойства германиевых металлических расплавов. //М.: Наука. -1987. С. 141.

27. Пантелеймонов Л.А., Бадтиев Э.Б., Алёшина Л.В. Изучение сплавов системы А1-Со. -Вестник МГУ. Химия. -1974. 19.№1.

28. Левин Е.С., Петрушевский М.С., Гельд П.В., Аюшина Г.Д. Энергия межатомного взаимодействия в расплавах кобальта с алюминием на основе изучения вязкости. //Жур. Физ. Химии, 45, 3035, 1972.

29. Золоторевский B.C., Бычков Ю.Б. О перспективах использования литейных алюминиевых сплавов из вторичного сырья взамен сплавов из первичных металлов. //Цветные металлы. 1986. - Нб. - С.7-10.

30. Вертман А.А., Самарин A.M., Свойства сплавов железа. М.: Наука, 1969,280с.

31. Schopke R., Mrosan Е. Influence of multiple scattering effects on the residual resistivity of 3d-transition metal impurities in aluminium // Phys. status solidi (b). 1978. Vol. 90, No. 1. P. K95.K98.

32. Попель П.С., Баум Б.А. Термодинамический анализ одной из причин металлургической наследственности. Изв.АН СССР, Металлы, 1986, №5, с.47-51.

33. Попель П.С. Фазовый переход или распад метастабильных агрегатов. //Изв. Вузов. Чёрная металлургия. 1985. №5. - С. 34-41.

34. Баум Б.А О взаимосвязи жидкого и твёрдого металлических состояний. //Расплавы. 1988.Т2. Вып.2.-С. 18-32.

35. Баум Б.А., Тягунов Г.В., Барышев Е.Е., Цепелев B.C. Состояние многокомпонентной металлической системы после фазового перехода кристалл-жидкость. //Расплавы.-1999. №5-С.32-43.

36. Швидковский Е.Г. Некоторые вопросы вязкости расплавленных металлов. -М.: ГИТТЛ, 1955.-206с.

37. Шпильрайн Э.Э. и др. Исследование вязкости жидких металлов. М .-Наука, 1983. -243с.

38. Глазов В.М., Вобст М., Тимошенко В.И. Методы исследования свойств жидких металлов и полупроводников. -М.: Металлургия, 1989. -384с.

39. Бескачко В.П., Вяткин Г.П., Уткин Е.А., Щека А.И. Моделирование экспериментов по измерению вязкости методом Швидковского //Расплавы. 1990. - №2. -С.57-64.

40. Бескачко В.П., Вяткин Г.П., Писарев Н.М., Щека А.И. Влияние поверхностных плёнок на результаты измерения вязкости по методу Швидковского, 1.Теория//Расплавы. -1990.№6. -3-8.

41. Бескачко В.П., Вяткин Г.П.,Писарев Н.М., Щека А.И. Влияние поверхностных плёнок на результаты измерения вязкости по методу Швидковского. 2. Численные измерения //Расплавы. -1990. №6. -С.9-16.

42. Белов Б.Ф., Глускин Л.Я., Кисунько В.З и др. К методике измерений кинематической вязкости металлических расплавов. //Вопросы судостроения. Сер. Металлургия. -1976. Вып.22. -С.31-37.

43. Тягунов Г.В., Цепелев В.А., Кушнир М.П. и др. Установка для измерения кинематической вязкости металлических расплавов. //Завод, лаборатория. -1980. Т.46. №10. -С.919-920.

44. Островский О.И„ Вьюнов В.М., Григорян В.А. Исследование вязкости жидких железа, кобальта и никеля. //Изв. Вузов. Чёрная металлургия. -1982. №3.-С.1-5.

45. Арсентьев П.П., Аниол А.В., Аникин Ю.А., Горохов Л.С. Вязкость стали из обычной и первородной шихты. //Изв.Вузов. Чёрная металлургия. -1982. №3 -С.9-12.

46. Офингенден А.А., КулешоваЛ.Д., Кисунько В.З. Оценка максимальной погрешности измерений вязкости //Расплавы. -1990. №4. -С. 12-13.

47. Бузовкин В,П., Пингин В.В., Гильдебрандт Э.М. Выбор оптимального числа колебаний при измерении вязкости по методу Швидковского //Расплавы. -1989. №5. -С.83-85.

48. Замяткин В.В., Полякова К.И., Дунаева Э.Л. Расчет вязкости металлических расплавов.//Изв. вузов. Чёрная металлургия. 1984 № 9 с. 147.

49. Швидковский Е.Г. Некоторые вопросы вязкости расплавленных металлов, М.: Гостехиздат, 1955. 208 с.

50. Островский О.А., Григорян В.А., Вишкарев А.Ф. Свойства металлических расплавов М.: Металлургия. 1988. 304 с.

51. Иващенко Ю.И., Еременко В.Н. Основы точного измерения поверхностной энергии расплавов методом лежащей капли. Киев.: Наука. 1971.

52. Арсентьев П.П., Коледов Л.А. Металлические расплавы и их свойства. М.: Металлургия. 1976 376 с.

53. Зиновьев В.Е. Кинетические свойства металлов при высоких температурах. Справочник. М.: Металлургия. 1984. 200 с.

54. Глазов В.М., Вобст М., Тимошенко В.И. Методы исследования свойств жидких металлов и полупроводников. М.: Металлургия. 1989 384 с.

55. О структурных превращениях в жидком алюминии./Базин Ю.А., Замятин В.М., Насыйров Я.А., Емельянов А.В.// Изв. Вузов. Черная металлургия. 1985. №5. с. 28-33.

56. Сергеев О.А. Метрологические основы теплофизических измерений. М.: Изд-во стандартов. 1972. 156 с.

57. Мирошниченко И.С. Закалка из жидкого состояния. М.: Металлургия, 1982. 167с.

58. П . Гуляев . Металловедение . М : «Металлургия », 1986 544 с .

59. Попель П.С., Дёмина Е.Л., Архангельский Е.Л. и др. Необратимые изменения плотности расплавов Al-Si при высоких температурах. //Теплофизика высоких температур. -1987. 25. №3. С487-491.

60. Попель П.С., Домашников Б.П., Чикова О.А. Область существования метастабильной коллоидной микронеоднородности в расплавах Al-Ge/

61. Известия АНСССР. Неорганическиематериалы. -1991. Т.21. №7.-С.1424-1427.

62. Попель П.С., Павлов В.А., Домашииков Б.П., Влияние состава на плотность некоторых сплавов системы Al-Si-Cu-Mg при высоких температурах. //Физические свойства металлов и сплавов. Межвузовский сборник. Свердловск: Издательство УПИ, 1987. -С.94-97.

63. Brodova I.G., Bashlykov D.V., Polentz I.V., Chikova О.А. Mater. Sci. Eng. A 226-228 (Suppl.) (1997) 136.

64. Бродова И.Г., Поленц И.В., Есин В.О. Закономерности формирования литой структуры переохлаждённых сплавов Al-Ti. //ФММ. -1992.№1. — С.84-89.

65. I.Brodova, D. Bashlykov, A.Manukhin, E.Rozhicyna, P.Popel, V.Manov. The dispersed structure formation of rapidly quenched Al-Hf alloy. //Materials Science and Engeneering A304-306 (2001) 544-547.

66. Рожицина E.B., Чикова O.A., Попель П.С., Бродова И.Г. Вязкость расплавов А1-Со и влияние их перегрева над ликвидусом на структуру литого металла. //Расплавы. 2002. вып 5. -С.36-41.

67. Попель П.С„ Рожицина Е.В., Чикова О.А. Вязкость расплавов Al-Fe. //Физические свойства металлов и сплавов. //Изд. УГТУ-УПИ, Екатеринбург. -1999. С. 110-114.

68. Макеев В.В., Попель П.С. Объемные характеристики сплавов системы Ni-B в области от 1100 до 2170 К // Журнал физической химии. 1990. Т. 64. С. 568.572.

69. Бродова И.Г., Есин В.О. и др. Структура и свойства быстроохлаждённого сплава Al-8%Fe в зависимости от температурной обработки расплава. //Расплавы. -1990. №1. -С. 16-20.

70. Бибик Е.Е. Реология дисперсных систем. Л.:ЛГУ. 1981, 172с.

71. Попель П.С., Коновалов В.А., Поротов А.В. К вопросу о точности абсолютных измерений плотности гамма-методом // Гамма-метод в металлургическом эксперименте. Новосибирск: ИТФ СО АН СССР, 1981. С. 55.64.

72. Попель П.С., Никитин В.И., Бродова И.Г. и др. Влияние структурного состояния расплава на кристаллизацию силуминов. // Расплавы. -1987. 1. вып.З. -С.31-35

73. Бродова И.Г., Башлыков Д.В., Поленц И.В. Связь структурных характеристик сплава А1 9 с его свойствами. //ФММ. -1994. Т.78. вып. 3. -С.123-129.

74. ПопельП.С.Рожицина Е.В.,Чикова О.А.Разикова Н.И. Взаимосвязь структурного состояния жидких и твердых промышленных железосодержащих силуминов // Физические свойства материалов и методы их исследования. Екатеринбург, Изд.УрГПУ.1998. С.3-8.