Разработка литейного сплава Mg

В данном исследовании реакции:

TiO₂ + Al = Ti + Al₂O₃

при Т=1350 К мы использовали метод Владимирова.

Таблица 6 – Расчет по методу Владимирова

Элементы	M∙10-3 = f(∆H)∙10-3	N=f(∆S)	f(∆Ср)
			С0	С1	С-2
TiO2	-49,2898	-9,5891	3,928	0,061	-0,951
Al	0,5510	0,590	-	-	-
Ti	-0,1814	0,157	1,5104	-	-
Al2O3	87,4320	-16,3651	5,985	0,673	-1,792
∑∆f	38,5118	-25,2072	11,4204	0,734	-2,743
f(T)	0,74074		0,7312	0,4098	0,3415
∆f∙ f(T)	2,8527	-25,2072	8,3506	0,3008	-0,9367

 

lg K_p = 2,8527+(-25,2072) = -22,3545

∆G₁₃₅₀ = -4,575∙Т∙ lg K_p = -4,575∙1350∙(-22,3545) = 138 066,9806

При температуре 1350 К  реакция пройдёт только в обратном направлении.

2.3 Кристаллизация сплава

В соответствии с диаграммой состояния Ti-Al температурный интервал кристаллизации ∆t_кр сплава составляет примерно 30…50°С. Такая величина ∆t_кр характеризует сплав как узкоинтервальный с хорошими литейными свойствами: хорошая жидкотекучесть, малая усадка, отсутствие пористости, концентрированная раковина.

Процесс кристаллизации начинается  с образования центров кристаллизации α-фазы. Зародышами кристаллизации могут быть флуктуации основного металла, примеси, различные субмикроскопические твердые частицы. Различают гомогенное и гетерогенное зарождение центров кристаллизации. При гомогенном зарождении центров кристаллизации наблюдался

два процесса:

1. Изменение свободной энергии при гомогенном зарождении новой фазы со сферическим радиусом;
2. Образование зародыша ведет к появлению поверхности раздела.

На величину радиуса  влияет степень переохлаждения сплава.

Гетерогенное образование  зародышей происходит на несовершенствах  кристаллической решетки (точечные дефекты, дислокации) или на подложках, которые должны соответствовать  размерному и структурному принципу. При наличии поверхности раздела зарождение новой фазы происходит при меньшем критическом радиусе.

При равновесии величина контактного  угла зависит от относительной энергии  трех границ раздела.

Из образовавшегося зародыша происходит рост дендрита.

Суммарная скорость кристаллизации зависит от скорости зарождения центров  кристаллизации(СЗ) и скорости роста кристаллов(СР).

Величины СЗ и СР зависят о степени переохлаждения. При равновесной температуре с увеличением ∆Т  изменяются параметры СЗ и СР и происходит кристаллизация сплавов.

Процесс кристаллизации и  зависимость от степени переохлаждения ∆Т и температурного интервала кристаллизации может быть фронтальном (с плотной

столбчатой структурой и  концентрированной усадочной раковинной у узкоинтервальных сплавов) и объемной ( у широкоинтервальных сплавов е обширной пористостью). На процесс кристаллизации оказывает влияние модифицирование и специальные технологические приемы (установка холодильников, покраска формы и др.).

2.4 Литейные свойства сплава ВТ21Л

К литейным свойствам относятся:

2.4.1 Неравновесная кристаллизация и ликвационные процессы. Процесс затвердевания сопровождается неравновесной по химическому составу кристаллизацией, как объективной из-за дендритной ликвации, которая возникает вследствие различия состава жидкости и крисстализации из неё твердой фазы. В результате процессов, происходивших при кристаллизации слитков и отливок из алюминиевых сплавов в реальных производственны условиях их структура оказывается неравновесной. Основные особенности неравновесной структуры заключаются в следующем:

1) Ликвирующие элементы и примеси неравномерно распределяются по объему дендритов твердого раствора. Периферийны зоны дендритных ветвей обогащены элементами, понижающими температуру плавления титана (Al, O₂, N) и обеднены элементами, повышающими точку его плавления (Mo, V, Nb, Cr, Mn, Fe) .

2) В литом металле могут  присутствовать фазы, которых не  должно быть при равновесной  кристаллизации, в частности фазы, входящие в неравновесные эвтектики,  и первичные интерметалиды, не успевшие прореагировать с титановым твердым раствором по перитектической реакции;

3) Фазы, взаимодействующие  с титаном по эвтектической  реакции, располагаются по границам  дендритных ячеек, а взаимодействующие  по перитектической реакции- в центре зерна.

2.4.2 Образование внутренних напряжений и горячих трещин. Внутренние напряжения могут возникать от кристаллизационных и фазовых процессов, затрудненной усадки и термических перепадов.

2.4.3 Жидкотекучесть (заполняемость литейной формы)- зависит от внутреннего трения. Узкоинтервальные сплавы, эвтектики и чистые металлы кристаллизующиеся последовательно, с узкой зоной твердожидкою состояния плохо свариваются и склонны к образованию спаев и неслитин.

4. Усадка- происходит в процессе кристаллизации за счет уменьшения объема твердой фазы но сравнению с жидкой, а также за счет термического сжатия. Процент линейной усадки можно определить с помощью прибора Большакова.

3 ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ

Термическая обработка является важнейшим средством воздействия  на структуру и свойства.

Для титановых сплавов  широкое распространение получили три основных вида термической обработки: отжиг, закалка и старение.

3.1Отжиг

Рекристаллизационный отжиг применяют для титана и α-сплавов для снятия наклепа после их холодной обработки давлением. Температура рекристаллизациоииого отжига 520…850 °С в зависимости от химического состава сплава (легирующие элементы повышают температуру рекристаллизации) и вида полуфабриката (более низкая температура для листов, более высокая для прутков, поковок, штампованных деталей).

При простом отжиге ((α+β) -сплавов их нагревают до температуры  отжига, выдерживают и медленно охлаждают. Образующаяся при нагреве β - фаза (иногда с остаточной α-фазой) при медленном охлаждении распадается с выделением α-фазы, в результате чего образуется структура α и β-фаз, близкая к равновесной.

При двойном отжиге детали нагревают до температуры отжига, выдерживают и охлаждают на воздухе. Затем повторно нагревают до 500 - 650В° С, выдерживают и охлаждают на воздухе. Двойной отжиг по сравнению с изотермическим отжигом повышает предел прочности при незначительном снижении пластичности и сокращает длительность обработки.

3.2 Закалка

При закалке из α+ β-области в структуре сплава появляется также пластичная α-фаза. Это и позволяет в широких пределах регулировать механические свойства сплавов.

Температуру нагрева титановых  сплавов под закалку, как правило, выбирают несколько ниже границы  фазового превращения α+ β↔β . Это обусловлено тем, что в β-области наблюдается интенсивный рост зерна, в результате чего снижаются пластические свойства.

Формирующиеся в процессе закалки метастабильные фазы при  обычных условиях, как правило, стабильные. Однако при нагреве до температур выше 300…400 °С происходит распад метастабильных фаз. Распад сопровождается, с одной стороны, выделением избыточных фаз в мелкодисперсной форме, с другой — уменьшением степени искажения решетки матрицы. Первый процесс приводит к упрочнению сплава, второй — к разупрочнению.

3.3 Старение

Образовавшиеся в результате закалки метастабильные фазы α', α", ω и βнест. При последующем нагреве переходят в более стабильные дисперсные структуры. На процесс старения и получаемые при этом результаты влияют состав сплава, его структура после закалки, температура и длительность старения. При старении α-сплавов со структурой после закалки α'-фазы происходит превращение α'-α. При старении (α+β) - сплавов в зависимости от структуры, полученной после закалки, происходят следующие превращения:

α'(α")-(α+β); α" + βнест - α + β βнест + ω - α+β.

При старении β-сплавов происходит распад βнест фазы на α и β-фазы:

βнест> α+β.

Распад β-фазы в (α+β)- и β-сплавах по схеме βнест> α+β происходит во время старения при температурах выше 450В° С (для большинства сплавов). При более низких температурах распад β-фазы происходит с образованием ω-фазы. Так как наличие ω-фазы вызывает охрупчивание сплава, старения при низких температурах избегают.

 

 

 

 

 

 

 

 

4 МЕТАЛЛОГРАФИЧЕСКИЕ ИССЛЕДОВАНИЯ СПЛАВА

Старение сплава, исследование с помощью металлографического  микроскопа, называется металлографическом исследованием.

Для исследования микроструктуры берется образец сплава (специально отлитый или вырезанный из изделия) и с помощью шлифовки и полировки  специально подготавливаете для выявления структуры составляющих протравливается специальным реактивом.

Так как границы зерен  обладают определенной энергией, то при  травлении по границам зерен образуются канавки, которые делают видимыми под микроскопом границы зерен (различные структурные составляющие).

При  металлографических исследованиях с помощью оптического  микроскопа МИМ-8 при косом освещении  обнаружено различие в структуре, полученной при различных скоростях охлаждения. Поверхность зерен β-фазы неровная, с «рябью». Видимо, при таких режимах охлаждения с высокой температуры в структуре происходит подготовительный процесс к перестроению решетки. Возможно также образование небольшого количества дисперсных метастабильных промежуточных фаз, которые не выявляются рентгеноструктурным анализом, но в то же время оказывают отрицательное влияние на пластичность сплава.

 

Рисунок 4 – Выявление  границ зерен

 

 

 

5 МЕХАНИЧЕСКИЕ ИСПЫТАНИЯ СПЛАВА

Производится на растяжения по ГОСТ 1497-84. Обычно определяется пятикратный  образец круглого сечения (диаметр 5 мм расчетная длина 25 мм).

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

СПИСОК ИСПОЛЬЗУЕМЫХ ИСТОЧНИКОВ

 

1. Никифоров Б.Т. Теоретические основы сталеплавильного производства: учеб. пособие / Б. Т. Никифоров. – Ростов н/Д: издательский центр ДГТУ, 2012. - 131 с.
2. Владимиров Н.П. Термодинамические расчеты равновесия металлургических реакций. / Н.П. Владимиров – «Металлургия», 1970. – 528с.
3. Колачев Б.А. – Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов. Учебник для вузов/ Колачев Б.А., Елагин В.И., Ливанов В.А. – 3-е изд., перераб. И доп. – М.: МИСИС, 2001. – 416с.