Комплексная технология получения магниево-алюминиевого композита

Тип работы:
Реферат
Предмет:
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ


Узнать стоимость

Детальная информация о работе

Выдержка из работы

УДК 621. 791:621. 771
В. Н. Арисова, Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, Д. С. Самарский, В. Г. Шморгун КОМПЛЕКСНАЯ ТЕХНОЛОГИЯ ПОЛУЧЕНИЯ МАГНИЕВО-АЛЮМИНИЕВОГО КОМПОЗИТА
Волгоградский государственный технический университет
Для развития современной техники необходимы материалы, обладающие повышенными эксплуатационными свойствами.
Создание принципиально нового класса конструкционных материалов — слоистых интерметал-лидных композитов (СИК) — позволяет получить комплекс таких ценных свойств, как повышенная коррозионная стойкость, электропроводность, жаропрочность и износостойкость.
СИК на основе алюминия предназначены для использования в конструкциях с высокой удельной прочностью в криогенной и авиационной технике [1]. Разработка и создание многослойного СИК системы Al-Mg потребовала проведения специального исследования с использованием комплексной технологии, включающей сварку взрывом (СВ) с последующей теплой прокаткой и термической обработкой (ТО) для создания на межслойных границах диффузионных прослоек с требуемыми свойствами.
В работах [1−3] изложены вопросы технологии сварки взрывом и результаты исследований структуры и механических свойств по разработке магниево-алюминиевых КМ в виде плоских плит толщиной 20−40 мм, предназначенных для изготовления цилиндрических переходников разнородных сварных конструкций новой техники (трубопроводы, термокомпенсаторы, баллоны и т. д.). Было разработано 2 типа соединений: 1) трехслойная композиция АМг6-АД1-МА2−1 — для работы при температурах от -196 до +100 °С, требующая при дуговой сварке устранения перегрева границы АД1-МА2−1- 2) четырехслойная композиция АМг6-АД1-ВТ1-МА2−1, не & quot-чувствительная"- к перегреву и рассчитанная на воздействие температур от -196 до +500 °С.
Испытания показали, что соединения АД1 с МА2−1, отожженным при 450 °C, обладали прочностью в 75−90 МПа и стабильно разрушались по алюминию. Термообработка при 250 и 350 °C не полностью разупрочняла магний, что обусловило его частичное разрушение при сварке взрывом, привело к снижению прочности соединений до 40−50 МПа и образованию в них при скорости соударения ис=640 м/с до 9% хрупкого расплава твердостью 1,3−1,9 ГПа. В сваренной на оптимальном режиме трехслой-ной композиции наблюдалось неодинаковое по толщине упрочнение и развитие неравномерной текстуры деформации без очагов разрушения. Нагрев при 100 °C в течение 1 ч повышал прочность соединения со 100 до 130 МПа за счет релаксации возникших при сварке остаточных напряжений. Нагревы свыше 100 °C, независимо от времени выдержки, резко понижали прочность за счет образования на границе АД1-МА2−1 хрупких диффузионных прослоек с малым инкубационным периодом. Повышение безопасной температуры нагрева до 500 °C достигалось разделением МА2−1 и АД1 слоем титана ВТ1, образующего с магнием ограниченные твердые растворы твердостью 1,21,5 ГПа без интерметаллидов и с алюминием — ряд твердых растворов и интерметаллидов с удовлетворительной пластичностью, если их твердость не превышала 4,0 ГПа.
На данный момент остается практически неизученным влияние упруго-пластических деформаций на кинетику диффузии и микромеханические свойства магниево-алюминиевых слоистых композитов. Поэтому исследование структуры и микромеханических свойств сваренного взрывом магниевоалюминиевого композита после температурно-силовых воздействий является актуальной задачей.
Для исследований были получены трехслойные заготовки АД1-МА2−0-АД1 с толщинами слоев 1,5- 2,0 и 2,5 мм. Сварку взрывом выполняли по одновременной схеме на оптимальном режиме (скорости соударения на межслойных границах ис 1=550 м/с- ис2=580 м/с, скорость точки контакта ик=2500 м/с), гарантирующем реализацию прочности соединения, соответствующей наименее прочному из соединяемых металлов — алюминию АД1.
Прокатку предварительно нагретых до температуры 320 °C заготовок АД1-МА2−0-АД1 осуществляли на прокатном стане & quot-ДУО"- (диаметр валков 130 мм) без натяжения и правки. Степень обжатия за один проход составляла около 5% (0,3−0,4 мм).
Термическую обработку проводили в печи СНОЛ-1.6.2. 51/11-И3 при температурах 150−400 °С и времени выдержки от 1 до 16 часов (охлаждение образцов осуществлялось вместе с печью).
Распределение микротвердости в поперечном сечении трехслойного композита определяли с помощью прибора ПМТ-3 при нагрузке 0,2 Н по результатам пяти отпечатков, расположенных на одной линии, параллельной границе соединения.
Металлографические исследования микроструктуры проводили на образцах после СВ и термической обработки на микроскопе & quot-ОЬУМРи8 ВХ-61& quot- при увеличениях от *50 до *200.
Для определения характеристик тонкой структуры и фазового состава образцов использовался рентгеноструктурный анализ на дифрактометре ДРОН-3 в Ка-излучении медного анода с никелевым фильтром для исключения Р-линий. Для определения изменений характеристик тонкой структуры по мере удаления от границ соединения АД1-МА2−0-АД1 осуществляли последовательное удаление слоев с шагом 0,02 мм, начиная с АД1, путем химического травления в концентрированной плавиковой кислоте (НБ). Методика эксперимента предусматривала рентгеновскую съемку профилей дифракционных линий (111) и (222) алюминия, (100) и (200) магния. Для разделения общего уширения рентгеновских линий на физическое и геометрическое, а также для определения относительной деформации решетки и областей когерентного рассеяния использовали метод аппроксимации [4].
В результате металлографического анализа установлено, что характеры волнообразования на верхней и нижней границах сваренной на оптимальном режиме магниево-алюминиевой композиции существенно различаются (рис. 1, а). Для верхней границы соединения алюминия и магния характерны слабо развитый волновой профиль без заметной пластической деформации металлов в околошов-ной зоне (ОШЗ) и отсутствие оплавления. Нижняя граница имеет волновой профиль с незначительным количеством оплавленного металла.
Металлографические исследования показали, что повышение деформации при теплой прокатке существенно изменяет исходный регулярный волнообразный профиль границ соединения (рис. 1). Увеличение обжатия от 20 до 47% из-за разной деформационной способности магния и алюминия по-разному влияет на деформацию слоев КМ (рис. 2). При = 20%, в основном, деформируются верхний слой алюминия АД1 и сплав МА2−0, относительная деформация есл которых возрастает до 25−28%. При этом деформация нижнего слоя АД1 не превышает 20%. При = 27% обжатие нижнего алюминиевого слоя составило около 20%, а верхнего — около 40%. Обжатие свыше 40% приводит к появлению трещин в сплаве МА2−0 вследствие увеличения неравномерности деформации слоев, а следовательно, к понижению его пластичности и повышению склонности к хрупкому разрушению (рис. 1, е).
г д е
Рис. 1. Микроструктуры композиционного материала АД1-МА2−0-АД1: а — после сварки взрывом- б, в, г, д, е — после теплой прокатки при обжатиях 20, 27, 35, 40 и 47%, соответственно, х50.
Уширение слоев вследствие поперечного течения обжимаемого металла при прокатке зависит от степени обжатия КМ (рис. 3). Повышение степени деформации до 27% способствует увеличению
смещаемого объема металла и продольных напряжений, что приводит к уширению композита до 455 мм (11%). Дальнейший рост обжатия способствует интенсификации продольной деформации слоев КМ, и, как следствие, уменьшению уширения до 440 мм (8,8%).
0 5 10 15 20 25 30 35 40 45 50
Рис. 2. Зависимость деформации слоев композита АД1-МА2−0-АД1 от обжатия при прокатке:
1 — верхний слой АД1- 2 — слой МА2−0- 3 — нижний слой АД1
О 5 10 15 20 25 30 35 40 45 50
Рис. 3. Зависимость уширения Ь композита АД1-МА2−0-АД1 от обжатия при прокатке
Для исследования процессов взаимодействия магния с алюминием в твердом состоянии образцы, полученные сваркой взрывом (СВ), подвергали термической обработке при температуре 150 °C в течение 1 часа и при 400 °C в течение 4−16 ч. Как видно из рис. 4, а, после СВ в магниевоалюминиевых соединениях интерметаллидные фазы отсутствуют. После Т О, начиная с температуры 150 °C, наблюдалось образование локальных участков диффузионной прослойки (рис. 4, а). Увеличение температуры и времени нагревов приводило к увеличению толщины прослоек (4 часа, 400 °С-140 мкм- 12 часов, 400 °С-210 мкм) (рис. 4, б-г) и заметному снижению микротвердости образцов (рис. 5). Из рис. 4 видно, что с увеличением времени ТО при 400 °C на обеих границах КМ наблюдается рост толщины диффузионной прослойки практически на одну и ту же величину. Диффузионная прослойка растет вглубь АД1, то есть градиент реактивной диффузии направлен в сторону алюминия.
а б в г
Рис. 4. Микроструктуры композиционного материала АД1-МА2−0-АД1 в состоянии после СВ и последующей ТО: а — 150 °C, 1 час- б — 400 °C, 4 часа- в — 400 °C,
8 часов- г — 400 °C, 12 часов, *200
Н0 2, МПа Нс, 2, МПа
Рис. 5. Распределение микротвердости по поперечному сечению композиционного материала АД1-МА2−0-АД1
при различных времени выдержки и температуре
Из табл. 1 следует, что увеличение времени ТО с 4 до 16 часов при температуре 400 °C вызывает двукратный рост толщины диффузионной зоны. Такое изменение объясняется тем, что максимальные концентрации и глубина проникновения диффундирующего компонента Mg реализуются вдоль дислокаций, а их количество резко возрастает с повышением степени деформации [5]. Увеличение толщины прослойки приводит к замедлению процессов диффузии на границе алюминий-магний и, как следствие, к увеличению скорости роста со временем выдержки.
Таблица 1
Изменение толщины диффузионной прослойки СКМ АД1-МА2−0-АД1 в зависимости от времени ТО при 400 °С
Время термической обработки, ч Толщина диффузионной прослойки, мкм
Верхняя граница соединения Нижняя граница соединения
4 95 106
8 175 180
12 210 220
16 255 265
Измерения микротвердости показали, что диффузионная прослойка обладает твердостью 2−3 ГПа после нагрева при 150 °C в течение 1 часа и 4,5−5 ГПа при 400 °C в течение 12 часов (рис. 5).
Пластическая деформация при СВ обуславливает сложный характер распределения уширения рентгеновских линий, микронапряжений и размера ОКР в ОШЗ шириной до 0,25 мм алюминия АД1 и сплава МА2−0 (рис. 6−7).
Рис. 6. Изменение физического уширения в поперечном сечении композита АД1-МА2−0-АД1 после СВ
а б
Рис. 7. Изменение: а — относительной деформации решетки, б — ОКР в поперечном сечении композита АД1-МА2−0-АД1 после СВ
Термическая обработка при 400 °C в течение 16 часов изменяет исходные (после СВ) характеристики тонкой структуры (рис. 8). Большие значения физического уширения вблизи границы соединения обусловлены высокими остаточными макронапряжениями после ТО из-за различия в физикомеханических свойствах АД1 и МА2−0 [6].
! ?ЙІ 1 МА2−0

ЛЬ ¦НИН Ли НИН
11 1 А1 ЮС Мі
('
* *
) • * 4
5 о о о°
1 0,75 0,5 0,25
0,25 0.5 0,75 1
А, мм
АД1 МА2−0 !
Линин 222 А1 Линня 200


• •

Э о -°Л
О.
1 0,75 0,5 0,25 0 0,25 0,5 0,75 1
Ну мм
Рис. 8. Изменение физического уширения в поперечном сечении композита АД1-МА2−0-АД1 после СВ и последующей ТО при температуре 400 °C в течение 16 часов
Аа/а, 10 2,5
1,0
Щ * Ї МА 2−0


& gt- о V. * *
}
1 0,75 0,5 0,25 0 0,25 0,5 0,75 1
А, мм
3500
3000
2500
9, 7−000
и

7 1500
й
а.
1000
500
& gt- ¦3
о л
ли 1 №. 2−0


у • •

% і
1 0,75 0,5 0,25 0 0,25 0,5 0,75 1
І1, мм
б
Рис. 9. Изменение: а — относительной деформации решетки, б — ОКР в поперечном сечении композита АД1-МА2−0-АД1 после СВ и последующей ТО при температуре 400 °C в течение 16 часов
а
Распределение микронапряжений в верхнем слое АД1 и в сплаве МА2−0 после СВ и последующей ТО представлено на рис. 9, а. Значения относительной деформации решетки Ла/а вблизи границы соединения МА2−0 с АД1 достигают 2,2−2,3 10−3, а на расстоянии 0,2−0,25 мм плавно снижаются до
0,7−10& quot-3. На расстоянии 0,125 мм от верхней границы происходит дробление блоков мозаики с 2900 А до 350 А в алюминии и с 1350 А до 290 А в магниевом сплаве (рис. 9, б). Исследования показали (рис. 10), что после сварки взрывом период решетки по толщине алюминия практически не изменяется и сохраняется на уровне, а ~ 4,029А. Термообработка при 400 °C в течение 16 часов, вследствие протекающих диффузионных процессов, приводит к волнообразному изменению периода решетки (рис. 10). Значительный разброс в значениях периода решетки, а вызван образованием твердых растворов переменной концентрации и неравномерностью новых фаз по толщине диффузионной прослойки, образовавшихся в результате термообработки (табл. 2).
4. 04 4,035
аЦ
«4,03
4
| 4,025
І4'02
а
3 4,015
5
8-
1=1 4,01
4. 005 4,0
0,14 0,12 0,1 0,08 0,06 0,04 0,02 0
А, мм
Рис. 10. Изменение периода кристаллической решетки в верхнем слое АД1 композита АД1-МА2−0-АД1:
1 — после сварки взрывом- 2 — после термообработки при 400 °C в течение 16 часов
Таблица 2
Фазовый состав по толщине диффузионной прослойки КМ АД1-МА2−0 после термической обработки
(400 °С, 16 часов)
Расстояние до верхней границы соединения к, мкм Фазовый состав
Съемка со стороны алюминия АД1 120 А1, следы М^2А13, МйзА12, А112Мй17
100 А1, М§ 2А13, МйзА12, следы А112М§ 17
80 А1, М§ 2А13, следы МйзА12, А112Мй17
60 А1, М§ 2А13, МйзА12, следы А112М§ 17
40 А1, Мй2А1з, МйзА12, следы А112Мй17
20 А1, Мй2А1з, МйзА12, следы А112Мй17
0 А1, М§ 2а1з, М§ за12, а112М^§ 17
Результаты количественного фазового анализа диффузионной прослойки показали, что уменьшение разброса значений периода решетки связано со снижением количества интерметаллидов при удалении от границы соединения алюминия с магнием. Такое изменение периода кристаллической решетки алюминия обусловлено также влиянием напряжений первого рода, образовавшихся, согласно [6], в результате ТО магниево-алюминиевого композита.
Таким образом, исследования микроструктуры и микромеханических свойств показали, что диффузионная прослойка обладает высокой твердостью (от 2 до 5 ГПа), имеет сложный фазовый состав, определяющий физико-механические и служебные свойства магниево-алюминиевого композита.
Выводы
1. СВ приводит к упрочнению ОШЗ магниево-алюминиевого композита. С увеличением температуры и времени ТО микротвердость в поперечном сечении образцов снижается при одновременном ее увеличении в ОШЗ алюминия.
2. Установлено, что деформация при прокатке существенно изменяет исходный волнообразный профиль границ соединения. Повышение от 20 до 47% из-за разной деформационной способности магния и алюминия по-разному влияет на относительную деформацию слоев КМ. Увеличение свыше 40% приводит к появлению трещин в сплаве МА2−0 вследствие роста неравномерности деформации слоев.
3. Установлено, что нагревы свыше 150 °C приводят к протеканию диффузионных процессов и образованию диффузионных прослоек. Рентгеноструктурный анализ композита, подвергнутого ТО, выявил следующие фазы: Mg2Al3, Mg3Al2, Л112М§ 17. Основной фазой является Mg2Al3, обладающая неметаллическими свойствами.
4. Пластическая деформация при СВ обуславливает сложный характер распределения уширения рентгеновских линий, микронапряжений и размера ОКР в ОШЗ шириной до 0,25 мм алюминия АД1 и сплава МА2−0. ТО изменяет исходные характеристики тонкой структуры и вызывает изменение периода кристаллической решетки АД1 вследствие направленной диффузии, способствующей образованию в ОШЗ алюминия интерметаллидов и твердых растворов переменной концентрации.
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
1. Трыков, Ю. П. Слоистые композиты на основе алюминия и его сплавов / Ю. П. Трыков, В. Г. Шморгун, Л. М. Гуревич. — М.: Металлургиздат, 2004. — 230 с.
2. Трыков, Ю. П. Влияния исходного состояния магния на свойства его соединений с алюминием и температурновременная зависимость последних / Ю. П. Трыков, А. В. Ерохин, Н. Н. Казак, В. С. Седых // Новое в технологии сварки взрывом. — Киев, 1970. — С. 113−117.
3. Трыков, Ю. П. Свойства механически неоднородных композиционных соединений МА2−1-АД1-АМг6, полученных сваркой взрывом / Ю. П. Трыков, А. В. Ерохин, В. П. Белоусов и др. // Применение энергии взрыва в сварочной технике: сб. науч. тр. — Киев: ИЭС им. Патона, 1983. — С. 53−57.
4. Горелик, С. С. Рентгенографический и электронно-оптический анализ / С. С. Горелик, Ю. А. Скаков, Л. Н. Расторгуев: Учеб. пособие для вузов. — 4-е изд. доп. и перераб. — М.: МИСИС, 2002. — 360 с.
5. Эпштейн, Г. У. Строение металлов, деформированных взрывом / Г. У. Эпштейн. — М.: Металлургия, 1980. — 256 с.
6. Основные закономерности образования остаточных напряжений в сваренных взрывом соединениях аустенитной стали с титаном, алюминием и магнием / Ю. П. Трыков, Е. П. Покатаев, А. Ф. Гончаров, А. В. Ерохин // Использование энергии взрыва для производства металлических материалов с новыми свойствами: труды V Межд. симпозиума. — ЧССР, Готвальдов, 1982. — С. 284−290.

ПоказатьСвернуть
Заполнить форму текущей работой