CC BY
7
дп //¡гггггг- гс гтшлг гггп
411 / 1 (29), 2004--
Механические свойства композиционных материалов при прочих равных условиях определяются прочностью контактов между частицами армирующей фазы. Поэтому для обеспечения требуемой прочности, особенно при повышенных температурах, в том числе композиционным материалам, полученным инфильтрацией, предпочтение отдают каркасным структурам [1—6]. Но если ввести принятые в порошковой металлургии операции предварительного прессования и спекания армирующих элементов, технологический процесс литья макрогетерогенных композиционных материалов усложнится, подорожает или станет вообще неприемлемым, т. е. будут утрачены преимущества, которыми обладают литейные технологии синтеза композитов.
Особенности литья, затвердевания, межфазного взаимодействия, теплообмена при синтезе макрогетерогенных композитов [7—9] позволяют предположить эффективное упрочнение отливок по способу образования комбинированного соединения неплавящихся элементов [10]. Способ разработан для упрочнения паяных соединений из сталей и характеризуется образованием перемежающейся комбинированной структуры, состоящей из участков зернистого твердого раствора железа в меди (полное соединение) и столбчатых кристаллов твердого раствора меди и углерода в железе (сварное соединение), которые формируются в результате растворения в расплаве припоя соединяемых деталей и последующего затвердевания этого расплава. Авторы способа полагают главным условием упрочнения паяного соединения - разность химического состава паяемых деталей, а факторами, влияющими на направленность затвердевания и интенсивность структуро-образования, — величину сборочного зазора, шероховатость поверхностей деталей, температуру пайки, время твердо-жидкого контакта, химический состав припоя.
Именно подобные факторы и управление ними достаточно легко реализуются при литье макрогетерогенных композитов. Но эксперименты
The influence of small additions into the liquid matrix alloys on the change in the solidification behavior of macroheterogeneous composite materials have been considered. It has been shown that additions of micro-and nano-size particles considerably improved mechanical
properties of compozite materials. \___/
УДК 620.22
по реализации данного способа для упрочнения композитов не проводились. Более того, до настоящего времени все еще существует необоснованное утверждение об ухудшении свойств инфиль-трованных композитов вследствие активного межфазного взаимодействия [2, 3]. Хотя оно неоднократно опровергалось практическими результатами [7—9].
Поэтому были проведены эксперименты, ставившие своей целью, определить возможность упрочнения отливок макрогетерогенных износостойких композитов за счет взаимодействия между компонентами твердой и жидкой фаз, а также формирования комбинированных структур в затвердевшем металле.
Исследовали композиционные материалы, армированные железоуглеродистыми литыми гранулами, которые свободной засыпкой размещали в литейной форме. Форму заполняли расплавом по известному способу [11] при температуре расплава 1150—1200 °С [10]. Армирующие гранулы диаметром 0,63—2,00 мм подбирали так, чтобы их объемное содержание в композите составляло 5055 %. Образцы исследовали методами металлографического, дюрометрического и микрорентгенос-пектрального анализа. Были проведены механические испытания. Триботехнические свойства композитов определяли при трении без смазки в паре с валом из стали 45 твердостью 48 HRC3 на машине 2070 СМТ1. Абразивостойкость была определена при трении о незакрепленный абразив (стандарт 23.208) в сравнении с абразивостойко-стью эталона (нормализованная сталь Ст45). ,
После заливки и охлаждения на воздухе структура образцов однотипная: от поверхности в матрицу проросли единичные столбчатые кристаллы и дендриты, которые между собой не смыкаются. Это кристаллы твердого раствора меди (до 14%) в железе. В объеме меди также присутствуют отдельные кристаллы твердого раствора меди в железе, но содержащие до 8% меди. Матрица — твердый раствор железа в меди (до 3,3% железа). Подобная структура макрогетероген-
В. Я. КЕЗИК, А. С. КАЛИНИЧЕНКО, БИТУ
УПРОЧНЕНИЕ ЛИТЫХ МАКРОГЕТЕРОГЕННЫХ КОМПОЗИТОВ
шттгГ:[т г^штгта
-1 (29). 2004
/41
ных композитов железо (сталь) — медь неоднократно наблюдалась и исследовалась [8, 9, 12, 13].
Увеличение количества линейных кристаллов, их смыкание и соединение гранул армиру-
ющих элементов достигается, когда после заливки форма выдерживается при температуре 1100-1150 °С и потом охлаждается в спокойном воздухе (рис. 1).
а б в г
Рис. 1. Изменение структуры залитого металла от времени изотермической выдержки и расположения армирующих элементов, х 50. Неофот. а - 60 с; б - 240; в - 480; г - 960 с
Изменение структуры вызывает изменение свойств макрогетерогенных композитов. В табл. 1 приведены результаты измерения механических свойств и твердости типичных представителей -гранулы стали 35Л, инфильтрованные медным
расплавом. При повышенных температурах прослеживается зависимость прочности этих композитов от времени изотермической выдержки. С ростом температуры прочность образцов тем меньше, чем меньше время изотермической выдержки (табл. 2).
Таблица 1. Свойства ЛМКМ в зависимости от времени изотермической выдержки
Время, с Свойство
СГ02, МПа ав, МПа береза» МПа твердость элементов структуры, ГПа
гранулы матрица линейные кристаллы зерна на основе Ре
0 240±12 505112 18514 2,031 0,98 - 2,15
60 293110 51515 216125 2,080 1,21 1,69 2,03
240 315118 530110 245118 2,410 1,28 1,94 2,14
480 . 33015 55018 310132 2,350 1,30 2,43 2,12
960 381124 560112 325116 2,250 1,38 2,68 2,25
1020 36513 550116 290124 2,220 1,31 2,65 2,16
Таблица 2. Свойства ЛМКМ в зависимости от времени изотермической выдержки при
повышенных температурных испытаниях
Время, Свойство Температура испытания, °С
с 20 50 100 150 200 250
0О2, МПа 315118 31213 30015 312111 29611 29018
240 ов, МПа 530110 52515 51516 56013 490112 50011
тср, МПа 245118 31016 29312 25514 246114 246111
а02, МПа 381124 380126 380116 380112 380121 380120
960 0В, МПа 560112 560116 56018 54019 52011 52013
хсР, МПа 325116 32015 32013 320115 320122 320110
При трении скольжением образцы упрочненных композитов показали более высокую износостойкость, чем неупрочненные. Но увеличение износостойкости сопровождалось повышением работы трения, которая была тем больше, чем дольше изотермическая выдержка (табл. 3). По сравнению с матричными упрочненные композиты имеют также более высокую абразивостойкость, но она не превышает 0,82 стойкости эталона.
Хотя результаты подтвердили возможность упрочнения матричных макрогетерогенных композитов, полагать полученные результаты оптимальными нельзя. В первую очередь, из-за неконтролируемости роста линейных элементов затвердевающего металла, особенно в больших зазорах (ячейках), образованных армирующими гранулами. В то же время форма и распределение кристаллов затвердевшего металла указывают на
ПО /г гггп
Ч£> /1 (29),:
гГ.ГГ П^ШТГГГГ?
2004-
Таблица 3. Триботехнические свойства ЛМКМ в зависимости от времени изотермической
выдержки. К=1,5 м/с, Р= 8 МПа (/>=0,95)
Свойство Эталон Экспериментальные образцы
время выдержки, °С
0 60 120 240 480 960 1-20
J, мкм/км 112 84 59 29 18 И 10 8
/ 0,24 0,12 0,13 0,16 0,16 0,19 0,19 0,21
объемно-направленное затвердевание отливок (по классификации Тимофеева [14]). Это создает предпосылки для управления процессом затвердевания вводом в заливаемый металл фригиторов, лига-торов или их композиций, в том числе с модификаторами [15]. Тем более что существует положительные теоретический и практический опыт литья суспензированных и эмульгированных расплавов [7, 16—18].
Однако опыт был накоплен применительно к литью микрогетерогенных систем, а какие-либо сведения о синтезе макрогетерогенных композитов с инфильтрацией суспензий или эмульсий отсутствуют. Поэтому, основываясь на упомянутых ранее общих положениях литья микрогетерогенных расплавов, были проведены предварительные эксперименты по синтезу макрогетерогенных композитов с инфильтрацией расплавов, в которых заранее была задана микрогетерогенность. В
качестве добавки к расплаву меди был использован легкодоступный мелкодисперсный порошок размером до 80 мкм, который образуется при распылении чугунной дроби. Во избежание преждевременной кристаллизации расплава порошок в струю металла вводился нагретым до температуры предплавления (1200—1300 °С). Опытные заливки показали, что в расплав можно ввести до 18-20% порошка от объема заливаемого металла, но более рациональным является ограничение в 5-6%.
После заливки металл затвердевает по объемному механизму с равной скоростью образования кристаллов на готовой подложке (армирующие гранулы) и в объеме, а также минимальным взаимодействием с гранулами (рис. 2, а). Это указывает на наличие теплового условия [19]: АТ /57»1, где АТ=Тт~Т, и ЪТ=Т ~Т (Т
кр' 5 ^ I 5 центр пов у центр
- температура в центре канала). Введение изотермической выдержки после заливки и последую-
д
ли*
Рис. 2. Микроструктура JIMKM с 3 % введенного в расплав порошка, х 50. Неофот. а - порошок 10-80 мкм без выдержки; б — порошок 80-50 мкм, выдержка 240 с; в - порошок 10 мкм (35%) + 50 мкм (65%), выдержка 240 с; г - порошок 0,10 мкм, выдержка 240 с; д - порошок 0-10 мкм, выдержка 480 с. х 50; е - порошок 0-10 мкм, выдержка 960 с. х 50; ж - порошок 0-10 мкм, выдержка 240 с. х 100; з - порошок 0-10 мкм, выдержка 480 с. х 100
з
е
щего охлаждения в спокойном воздухе создает условия, отличные от условий объемного затвердевания. При введении порошков разной дисперсности и различном времени выдерживания при температуре 1100—1650 °С при прочих равных условиях объемное затвердевание сменяется объемно-направленным и направленным. С увеличением дисперсности вводимого порошка ускоряется образование линейных элементов структуры. По данным металлографического анализа, усиливается взаимодействие расплава с армирующими элементами. Складывается впечатление, что наиболее мелкие частицы или продукты их взаимодействия с другими компонентами композита мигрируют к поверхности армирующих гранул, образуя конг-
ломераты, которые затем трансформируются в линейные структуры (рис. 2, б—г). Быстрее всего срастаются (закрепляются) гранулы в наиболее узких каналах (рис. 2, д) и далее прорастают в объем расплава (рис. 2, д— ж). Если локализуется относительно большой объем жидкости, то в нем развивается объемное затвердевание (рис. 2, з).
Ощутимое упрочнение отливок наблюдалось начиная с введения 0,3% порошка. Характеристики экспериментальных композитов зависят от фракционного состава и количества вводимого порошка, а также от времени изотермической выдержки после заливки. В табл. 4—6 приведены результаты испытаний, показывающие влияние добавок на механические свойства композитов.
Таблица 4. Зависимость механических свойств ЛМКМ от дисперсности и количества порошка, введенного при инфильтрации в гранулы стали 35Л 0=0,95)
Свойство Количество введенного порошка при дисперсности
0-20 мкм 20-40 мкм 40-80 мкм
0,5% 1,5% 3,0% 0,5% 1,5% 3,0% 0,5% 1,5% 3,0%
О02, МПа 510 535 539 406 429 461 358 364 393
Ов, МПа 615 642 668 520 525 559 492 505 641
5,% 18 14 13 16 12 12 12 10 6
Таблица 5. Зависимость механических свойств ЛМКМ от дисперсности введенного порошка и времени изотермической выдержки (концентрация порошка 3%) 0=0,95)
Свойство Время выдержки после заливки, с
240 960
дисперсность, мкм дисперсность, мкм
0-20 20-40 40-80 0-20 20-40 40-80
а02, МПа 650 589 540 683 642 605
ав, МПа 755 709 714 792 780 694
Таблица 6. Зависимость триботехнических свойств ЛМКМ от дисперсности порошка и времени изотермической выдержки (концентрация 3%), V—1,2 м/с; Р= 8 МПа; вал—втулка (р=0,95)
Свойство Дисперсность, мкм Время выдержки после заливки, с
0 60 120 240 480 960
I, мкм/км 0-20 14 14 11 9 9 6
40-80 23 20 16 13 11 9
/ 0-20 0,14 0,14 0,12 0,10 0,10 0,10
40-80 0,18 0,16 0,15 0,12 0,12 0,12
Необходимо отметить, что при определении механических свойств в интервале температур 20-300 °С предел текучести и временное сопротивление разрыву уменьшаются не более чем на 4-5% по сравнению с исходной величиной. В интервале 300-500 °С это уменьшение более значительно. Предел текучести уменьшается до 250-325 МПа, временное сопротивление разрыву - до 405-565 МПа в зависимости от исходного состава.
Для сравнения можно привести данные высокотемпературных измерений (от и ав) стали 35Л, которые показывают, что при температуре 20-300 °С предел текучести уменьшается с 325 до 203 МПа и до 151 МПа при нагреве на 500 °С. Временное сопротивление стали 35Л при нагреве до 300 °С возрастает от 530 до 554 МПа, а затем уменьшается до 358 МПа при 500 °С. Определение
абразивной стойкости показало ее увеличение в 1,2-1,4 раза по сравнению с эталоном.
Результаты экспериментов подтвердили предположение о том, что упрочнение литых макрогетерогенных композиционных материалов может быть достигнуто при управляемом и целенаправленном взаимодействии твердой и жидкой фаз на стадиях инфильтрации и затвердевания. По сравнению с известными способами формирования теплостойких структур псевдосплавов рассмотренные обеспечивают получение необходимого эффекта при более низких технологических, энергетических и материальных затратах.
Но более интересными и значащими в данной работе представляются впервые полученные результаты инфильтрации гетерогенных расплавов в жидкофазном синтезе композиционных материалов с неплавящимися армирующими элементами.
а т
:гтгГ; г: шт^ ггггп
(29). 2004-
Это позволяет значительно расширить возможности литейных технологий в синтезе композитов и получить новые материалы с новыми свойствами, в частности, при суспензионном литье композитов, когда суспензия образована активными микро- и нанометрическими дисперсными частицами.
а б
Рис. 3. Микроструктура суспензионно залитого ЛМКМ с введением 2 % ферробора в расплав меди, х 100. Неофот. а — после литья; б - после нагрева на АС1
Примечательно, что введение малого количества добавок резко изменяет условия кристаллизации и затвердевания расплавов в малых переменных зазорах, межфазного взаимодействия и приводит к формированию новых свойств. Так, указанные ЛМКМ продемонстрировали ударную вязкость при отрицательных температурах (—70 и -110 °С) соответственно 82, 63 и 91 и 59 Дж ем-2. При том что базовый материал армирующих в тех же условиях имеет ударную вязкость, не превышающую 40 и 25 Джем 2.
Безусловно, для выявления всех особенностей и возможностей такого способа синтеза композитов необходимы дальнейшие исследования. Но также необходимо подчеркнуть, что он обеспечивает новые пути управления синтезом и является перспективным.
Литература
1. Композиционные материалы / Под общ. ред. В.В. Васильева, Ю.М. Тарнапольского. М.: Машиностроение, 1990.
2. Тучинский Л.И. Композиционные материалы, получаемые методом пропитки. М.: Металлургия, 1986.
3. Композиционные материалы в технике / Д.М. Кар-пинос, Л.И. Тучинский, А.Б. Сапожников и др. Киев: Техника, 1985.
4. Грацианов Ю.А., Путимцев Б.Н., Силаев А.Ф. Металлические порошки из расплавов. М.: Металлургия, 1970.
5. Либенсон Г.А. Спекание изделий из металлических порошков. М.: Металлургия, 1982.
6. Либенсон Г.А. Основы порошковой металлургии. М.: Металлургия, 1987.
На рис. 3 показаны структуры ЛМКМ, полученные заливкой армирующих элементов расплавом меди, содержащим 2% порошка ферробора дисперсностью 0-5 мкм, а на рис. 4 — структура ЛМКМ, полученного заливкой коллоидного раствора расплава меди и частиц ферробора, молибдена, оксидов меди.
Рис. 4. Микроструктура суспензионно залитого ЛМКМ с введением 2 % смеси порошков расплав меди, х 100. Неофот
7. Литые композиционные материалы / С.С. Затуловс-кий, В.Я. Кезик, Р.К. Иванова. Киев: Техника, 1990.
8. Литые композиционные материалы с макрогетероген-ной структурой / А.Г. Анисович, К.Э. Барановский, A.C. Ка-линиченко и др. //Литье и металлургия. 2001. № 2. С. 133-139.
9. Износостойкость меди и композитов на ее основе / В.Я. Кезик, B.C. Новосадов // Материалы семинара «Новые материалы и процессы в машиностроении. М.: Препринт. Отд. изд., 1992.
10. В иттке К.А. Структура и свойства комбинированных соединений при пайке сталей // Припои для пайки современных материалов. Киев: ИЭС им. Е.О.Патона, 1985. С. 25-29.
11. A.c. 1474983 СССР: МКИ В22Д 7/00, 7/60, 27/00.
12. Рекомендации по ремонту и реконструкции тяжело-нагруженных узлов скольжения с использованием композиционных материалов / В.И. Жорник, A.C. Калиниченко, В.Я. Кезик и др. Мн.: ИТК HAH Беларуси, 2000.
13. Литые композиционные материалы - перспективы развития направления / К.Э. Барановский, A.C. Калиниченко, В.Я. Кезик, Е.А. Воронин // Металлургия. Мн.: Выш. шк., 2002. С. 77-83.
14. Тимофеев Г.И. Механика сплавов при кристаллизации слитков и отливок. М.: Металлургия, 1977.
15. Иванова Р.К., Кезик В.Я. Технология и передовой опыт внедрения композиционного и суспензионного литья. Киев: Знание, 1986.
16. Смольский Б.М., Шульман З.П., Горис-пацев В.Н. Реодинамика и теплообмен нелинейно вязко-пластичных материалов. Мн.: Наука и техника, 1970.
17. Суспензионное и композиционное литье: Сб.науч. тр. / Под ред. С.С. Затуловского. Киев: Ин-т проблем литья АН УССР, 1988.
18.Стерлин Е.Ю., Цвиркун О.Ф., Соловьев Ю.Г. и др. Порошкообразные холодильники при литье стали //Литейное производство. 1980. № 5. С. 8—9.
19. Вейник А.И. Теория затвердевания отливки. М.: Машгиз, 1960.
