Page 1

Опубликовано: Рязанов С.А. Введение частиц SiC в сплав алюминия/ Наследственность в литейных процессах : тр. 7 междунар. научно-техн. симпозиума, 14-16 окт. 2008: [посв. 30-летию каф. ТЛП СамГТУ: материалы] / отв. ред. проф. В.И.Никитин – Самара: СамГТУ, 2008. - С. -. УДК 669 . 018 . 9 ВВЕДЕНИЕ ЧАСТИЦ SiC В СПЛАВ АЛЮМИНИЯ* С.А.Рязанов, Пидержанов А. (СамГТУ, г. Самара, Россия) *Работа выполнена в рамках договора № 518/08 по тематическому плану СамГТУ

Технологические процессы получения литейных композиционных сплавов, основанные на введении дисперсных частиц тугоплавких соединений, связаны с необходимостью образования адгезионной связи между поверхностью дисперсных частиц и металлическим расплавом. Эта проблема осложняется тем, что большинство материалов, используемых в качестве армирующей фазы, не смачиваются металлическими расплавами. Разработан ряд технологических процессов, направленных на обеспечение смачивания армирующей фазы металлическими расплавами: вакуумно-компрессионная пропитка, замешивание частиц в расплав, обработка поверхности частиц и др. Однако, разработанные технологии зачастую опасны, сложны и используют дорогостоящее оборудование. В связи с этим проведены исследования закономерностей образования адгезионной связи между жидкой и твердой фазой. В работе [1] показано, что при достижении системой состояния метастабильного равновесия между поверхностями конденсированных фаз возникает адгезионная связь. В условиях действия градиента температуры характера смачивания поверхностей твердых тел жидкостями меняется. При достижении определенной пороговой величины градиента температуры жидкость начинает смачивать поверхность, которая в изотермических условиях не смачивается. Поскольку получение значительной разности температур довольно сложная техническая задача, в данном случае использовали экзотермические реакции синтеза интерметаллидов. Пропитка синтезированных фаз и вводимых дисперсных частиц карбида кремния расплавом чистого алюминия происходит за счет тепла экзотермической реакции. Для ввода частиц карбида кремния в расплав использовали экзотермические реакции синтеза алюминидов в порошковых псевдолигатурах [2].

1


Псевдолигатура - это механическая смесь металлических порошков в определенном соотношении, спрессованных в брикет, который добавляется в расплав для легирования труднорастворимыми элементами. Особенность порошковых псевдолигатур - возможность инициирования процесса горения в смеси дисперсных металлических порошков, который сопровождается синтезом интерметаллидов. В процессе горения выделяется значительное количество тепла, в результате чего происходит саморазогрев псевдолигатуры и, как следствие, ее быстрое усвоение. С целью выявления наиболее высокотемпературной смеси изучали максимальную температуру в волне горения различных смесей Al - Ni на воздухе и в жидком алюминии. Схемы экспериментов представлены на рис.1.

а б Рис.1. Схема записи термограммы горения смеси на воздухе (а) и в чистом алюминии (б): 1-термопара; 2-брикет; 3-тигель; 4-расплав Максимальная температура горения смесей порошков на воздухе представлена в таблице 1. Таблица 1 – Максимальная температура горения смесей на воздухе и в жидком алюминии Интерметаллид Температура горения на воздухе, 3

Ni Al * NiAl 2 3 * Ni Al 2 * NiAl NiAl

3

1282,5

Температура горения в чистом алюминии, 1132

1683,9

1594,3

1417,1

1137,3

1302,1

1008

1277,6

1145,1

*Синтезированные интерметаллиды расплавились. Из представленных данных видно, что максимальная температура горения наблюдается при синтезе интерметаллида NiAl (1683,9°С). Это 2


хорошо согласуется с литературными данными [3]. Введение частиц карбида кремния целесообразно проводить с помощью данной смеси. Максимальная температура горения смеси для синтеза различных интерметаллидов в жидком алюминии представлена в таблице 1. Для сравнения температуры горения смесей порошков на воздухе и в чистом алюминии представлены на диаграмме рис.2. Установлено, что в случае сжигания смесей порошков никеля и алюминия в жидком алюминии с температурой температура в волне горения уменьшается. Из полученных данных можно сделать вывод, что при сжигании всех порошковых смесей в жидком алюминии последний пропитывает синтезированные интерметаллиды непосредственно во время горения исходной смеси порошков. Поскольку температура жидкого алюминия значительно ниже температуры горения, то происходит снижение последней. Т ,°С 1800 1600 1400 1200 1000 800 600 400 200 0 воздух алюминий

Ni3Al

NiAl

Ni2Al3

NiAl2

NiAl3

1282,5

1683,9

1417,1

1302,1

1277,6

1132

1594,3

1137,3

1008

1145,1

Рис.2. Температуры горения смесей порошков алюминия и никеля на воздухе и в чистом алюминии Поскольку при синтезе интерметаллидов NiAl, Ni2Al3, NiAl2 брикеты расплавились, то изучение процесса пропитки неразбавленных смесей проводили для синтеза Ni3Al, NiAl3. Плотность брикетов Ni3Al и NiAl3 после сжигания в чистом алюминии увеличивается, поскольку жидкий алюминий заполняет поры внутри брикета. В зависимости от полноты пропитки прирост плотности меняется. Плотность брикетов представлена в табл.2. Таблица 2 – Плотность брикетов Ni3Al и NiAl3 после сжигания на воздухе и в чистом алюминии, г/см3 Интерметаллид Ni3Al Температура горения на воздухе Плотность брикета после горения на воздухе Плотность брикета после горения в чистом алюминии Разность плотностей брикетов, г/см3

1282,5 4,64 5,04 0,4

NiAl3 1277,6 3,1 3,43 0,33

3


Рис.3. Излом брикетов после горения в жидком алюминии Из представленных данных следует, что брикет с самой низкой температурой горения 1277,6°С в результате частичной пропитки жидким алюминием увеличивает плотность на 0,33 г/см3. Уже небольшое увеличение температуры горения – до 1282,5°С приводит к увеличению пропитки брикета. Увеличение плотности брикета составило 0,4 г/см3. Структура излома брикетов представлена на рис.3. Полученные результаты хорошо согласуются с теоретически полученным значением температуры Ts, достижение которой необходимо для начала пропитки алюминием пористой среды. В работе [1] представлена расчётная величина величина Ts - около 1300°С. Исследовали пропитку жидким алюминием брикетов, содержащих частицы карбида кремния. Эксперименты выполнены по схеме, представленной на рис.1-б. Размер вводимых частиц SiC в среднем 50 мкм. Использовали порошок КЗ-5 (карбид кремния зелёный). Структура излома брикетов, пропитанных алюминием, представлена на рис. 4.

а

б

4


в г Рис. 4. Излом брикетов, содержащих SiC: а - 5% SiC; б - 10% SiC; в - 15% SiC; г - 20% SiC Из рис. 4 видно, что за исключением брикета с содержанием 5% SiC в целом структуры излома брикетов разного состава мало отличаются друг от друга. Во всех случаях наблюдается полная пропитка брикета алюминием и смачивание частиц SiC. Получение непосредственно литейного сплава с частицами SiC производилось по схемам, представленным на рис. 5.

а б Рис.5. Условия горения смеси: а – всесторонний нагрев смеси; б – односторонний нагрев 1-термопара; 2-брикет; 3-тигель; 4-расплав Установлено, что в случае использования схемы рис.5-а полного усвоение дисперсных частиц карбида кремния расплавом не наблюдается. Этот результат кардинально отличается от полученных при пропитке брикетов по схеме рис.5-б. Полученные результаты объясняются следующим образом. При частичном погружении брикета в расплав горение начиналось с нижней плоскости брикета. Фронт горения проходил снизу вверх. При этом имела место разность температур по высоте брикета. В случае полного погружения брикета в расплав имел место всесторонний подвод тепла. Очевидно, что в этом случае образование значительной разности температур по высоте брикета маловероятно. Скорее всего, имел место тепловой взрыв, с незначительным градиентом температуры. В результате 5


отсутствия необходимого градиента температуры частицы SiC не смачивались расплавом и были вытеснены на поверхность. Это подтверждает вывод модели метастабильных состояний гетерогенных систем о необходимости существенного градиента температуры для образования адгезионной связи. Таким образом, для смачивания частиц SiC расплавом необходимо использовать схему, показанную на рис.5-б. При растворении брикета содержащего тугоплавкие интерметаллиды никеля и SiC в расплаве алюминия, образуются крупные фрагменты, которые не растворяются в расплаве. Для снижения температуры плавления интерметаллидов и более полного усвоения частиц в исходную смесь ввели легкоплавкий компонент - медь. Полученный композиционный сплав исследовали на оптическом микроскопе с переводом изображения в цифровой формат. Фотографии микроструктуры полученного композита представлены на рис. 6. Трудоемкость изготовления одного шлифа оказалась очень высокой. Это свидетельствует о хорошем усвоении частиц SiC и о высокой износостойкости полученного композиционного материала. При исследовании микроструктуры полученного композитного сплава установлено, что введённые в расплав частицы SiC служат подложкой для гетерогенной кристаллизации матричного алюминиевого сплава (рис.6). Следовательно, граница раздела частица SiC – матрица находится в метастабильном состоянии. Только в этом случае возможна гетерогенная кристаллизация расплава на частицах, имеющих кристаллическую решетку значительно отличающуюся от решетки твердого сплава.

Рис.6. Микроструктура композиционного алюминиевого сплава с частицами карбида кремния Таким образом, установлено следующее: 1.При горении смесей порошков системы Al-Ni в жидком алюминии происходит пропитка синтезированных алюминидов никеля расплавленным алюминием. Минимально необходимая для пропитки 6


температура горения около 1300°С. Это подтверждает теоретическое положение модели метастабильных состояний гетерогенных систем и порядок необходимой температуры [1]. 2.Для усвоения расплавом алюминия частиц SiC необходимо наличие значительного градиента температуры. В случае теплового взрыва усвоения частиц не происходит. Это подтверждает теоретические положения модели метастабильных состояний гетерогенных систем [1]. 3.В условиях действия градиента температуры, образующегося при движении волны горения, на поверхности частиц SiC образуется слой метастабильного вещества, которое обеспечивает хорошее смачивание частиц расплавом и его гетерогенную кристаллизацию на частицах. Это подтверждает вывод модели МГС об образовании метастабильности на образующейся границе раздела фаз [1].

БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК 1. Рязанов С.А. Метастабильные состояния гетерогенных систем // Вестник Самарского государственного технического университета. Серия «Технические науки». Вып. 40. Самара: СамГТУ, 2006. С. 120-128. 2. Рязанов С. А. Физико-химические основы литейного производства: лаб. практикум. Самара: Самар. гос. техн. ун-т, 2008. 78 с. 3. Подергин В.А. и др. Синтез интерметаллидов некоторых переходных металлов. В сб. «Процессы горения в химической технологии и металлургии». Черноголовка. 1975. С. 118.

7

ВВЕДЕНИЕ ЧАСТИЦ SiC В СПЛАВ АЛЮМИНИЯ  

алюмотермия, огнеупоры, алюмотермитные огнеупоры, метастабильные состояния гетерогенных систем

Read more
Read more
Similar to
Popular now
Just for you