литой композиционный материал на основе алюминиевого сплава и способ его получения

Формула изобретения

1. Литой композиционный материал на основе алюминиевого сплава, содержащий армирующие дискретные керамические частицы различной величины и интерметаллидные включения, отличающийся тем, что в качестве интерметалидных включений он содержит включения интерметалидных фаз с размером <10 мкм, в количестве 5-20 об.% состава Al ₃Х, где Х - Ti, Zr, V, Fe, Ni, а в качестве армирующих дискретных керамических частиц содержит высокопрочные керамические наноразмерные частицы размером <50 нм, введенные в расплав алюминиевого сплава в количестве 0,1-2,0% от его массы и высокопрочные керамические частицы со средним размером 14 мкм, введенные в расплав алюминиевого сплава в количестве 1-5% от его массы.

2. Материал по п.1, отличающийся тем, что в качестве армирующих дискретных керамических частиц он содержит частицы TiC, ZrC, B₄C, SiC, Al₂O ₃, ZrO₂, BN, TiN.

3. Способ получения литого композиционного материала на основе алюминиевого сплава, отличающийся тем, что порошки легирующих элементов смешивают в шаровой мельнице в течение 30-60 мин с армирующими дискретными керамическими частицами, брикетируют под давлением 100-130 МПа, нагревают до 110±10°С и вводят в расплав алюминиевого сплава, нагретый до температуры 850±10°С, после чего выдерживают полученную композицию в течение 20-30 мин для протекания процессов образования упрочняющих интерметаллидных фаз, затем осуществляют перемешивание и разливку.

Описание изобретения к патенту

Изобретение относится к области металлургии, а именно к получению литого композиционного материала (ЛКМ) на основе алюминиевого сплава для изготовления деталей, к которым предъявляются повышенные требования по жаропрочности и износостойкости.

Из уровня техники известен способ изготовления ЛКМ на основе интерметаллидной матрицы, включающий смешивание порошков матрицеобразующего металла из группы Fe, Ni, Ti или их смеси с армирующими нейтральными частицами, выбранными из группы оксидов, карбидов, боридов, изготовление пористой заготовки, последующую реакционную пропитку алюминиевым расплавом, гомогенизационную выдержку и кристаллизацию слитка (Патент РФ № 2212306, МПК7 С22С 1/10, 2003 г.).

Известен также способ получения КМ, включающий:

а) высокоэнергетическую механическую обработку стружки металла матричного состава с частицами оксида алюминия размером 8-12 мкм в количестве 10-25 об.%;

б) холодное двустороннее прессование полученной смеси до получения 80% относительной плотности;

в) горячую пропитку расплавом алюминия спрессованных брикетов (Патент РФ № 2202643, МПК7 С22С 1/05, 2003 г.).

Общим недостатком предложенных изобретений является большая длительность процесса, большие энергозатраты и применение сложного дорогостоящего оборудования, что отражается на себестоимости конечного продукта. Кроме того, данные способы изготовления не позволяют получать сложные фасонные изделия.

Известен также ЛКМ, который получают механическим замешиванием ультратонких тугоплавких частиц с размером 0,001-0,1 мкм в расплав в количестве 1-15% по массе (Патент РФ №2177047, МПК7 С22С 1/02, 2001 г). Предлагаемый способ механического замешивания практически трудно осуществить по причине агломерации частиц и резкого повышения вязкости и потери жидкотекучести расплава, к тому же способ не обеспечивает равномерного распределения частиц в матрице и, следовательно, стабильного уровня свойств ЛКМ.

Наиболее близким является способ получения ЛКМ, включающий механическое замешивание дискретных частиц керамики со средним размером 28 мкм в алюминиевый расплав, последующее введение лигатуры, содержащей Ti, Zr, V, Hf, для получения общего содержания частиц и интерметаллидных фаз до 30 об.%, а также последующее дисперсионное твердение матричного сплава с выделением упрочняющих фаз в количестве 7-10 об.% (Патент РФ № 2136774, МПК7 С22С 1/10, 1999 г.). Однако такой способ сложен в техническом исполнении, поскольку процесс трехстадийный. Размер включений интерметаллидных фаз может оказаться излишне большим. Кроме того, во время перемешивания происходит интенсивное насыщение расплава атмосферными газами, замешивание в расплав окислов и плен.

Технической задачей, решаемой изобретением, является создание ЛКМ на основе алюминиевого сплава с высоким уровнем жаропрочности и износостойкости, а также способа его получения, отличающегося низкой себестоимостью. Для решения поставленной технической задачи ЛКМ на основе алюминиевой матрицы упрочняют:

1) за счет образования при кристаллизации расплава включений интерметаллидных фаз состава Al₃Х, где Х - легирующие элементы Ti, Zr, V, Fe, Ni, размер включений фаз <10 мкм, количество 5-20 об.%;

2) за счет введения в матрицу наноразмерных высокомодульных, высокопрочных керамических частиц (TiC, ZrC, B₄C, SiC, Al ₂О₃, ZrO₂, BN, TiN) размером 50 нм в количестве 0,1-2,0% от массы расплава, оказывающих модифицирующее влияние на структуру матрицы и интерметаллидных фаз;

3) за счет введения в матрицу дискретных керамических частиц со средним размером 14 мкм в количестве 1-5% от массы расплава.

Для получения ЛКМ порошки легирующих элементов, смешанных с керамическими частицами, подвергают высокоэнергетическому механическому перемешиванию в шаровой мельнице, полученную смесь брикетируют и вводят в расплав алюминиевого сплава.

Сущность предлагаемого изобретения состоит в том, что предлагаемый ЛКМ содержит включения интерметаллидных фаз размером 10 мкм в количестве 5-20 об.% состава Al ₃Х, где Х - легирующие добавки Ti, Zr, V, Fe, Ni и армирующие дискретные керамические частицы, включающие наноразмерные высокопрочные керамические частицы ( 50 нм) в количестве 0,1-2,0% от массы расплава и высокопрочные керамические частицы со средним размером 14 мкм в количестве 1-5% от массы расплава.

Предлагаемый способ получения ЛКМ состоит в высокоэнергетическом перемешивании легирующих элементов и керамических частиц, брикетировании смеси под давлением 100-130 МПа, нагреве до 110±10°С и введении в расплав при температуре 850±10°С с выдержкой в течение 20-30 мин для образования интерметаллидных фаз, перемешивании и разливе.

Высокоэнергетическую механическую обработку порошков легирующих элементов размером >0,1 мм с керамическими частицами осуществляют в шаровой мельнице в течение 30-60 мин. За это время происходит сухое измельчение крупных частиц металла и внедрение в него упрочняющих частиц керамической фазы, как наноразмерных, так и микронного размера, что приводит к увеличению удельной поверхности частиц и, как следствие, повышает реакционную способность смеси. Если уменьшить длительность перемешивания, то не обеспечивается получение гомогенной смеси и достаточная прочность связи между частицами. Увеличение длительности перемешивания энергетически неоправданно. Полученную смесь прессуют в брикеты под давлением 100-130 МПа, достаточным для обеспечения необходимой прочности и остаточной пористости брикетов 30-40%. Перепрессовка брикета приводит к снижению его реакционной способности. Затем брикет подогревают до 110±10°С, вводят в алюминиевый расплав при температуре 850±10°С и выдерживают при данной температуре 20-30 мин для протекания процессов образования упрочняющих интерметаллидных фаз и перемешивают. Нагрев брикета ниже температуры +100°С вызывает интенсивное охлаждение матричного сплава, нагрев выше +120°С ведет к окислению брикета, что отрицательно сказывается на эффективности протекания экзотермической реакции. При нагреве расплава выше 850±10°С наблюдается увеличение размеров интерметаллидных фаз и деградация керамической фазы, а более низкие температуры не обеспечивают полного протекания реакции образования интерметаллидов и увеличивают длительность процесса. Перемешивание композиции необходимо для более равномерного распределения армирующих компонентов по объему матричного сплава.

Наноразмерные керамические частицы действуют при кристаллизации расплава как модификаторы, увеличивая количество и уменьшая размеры интерметаллидных фаз. Благодаря механической обработке смеси из керамических и металлических порошков в шаровой мельнице достигается наиболее равномерное распределение керамических частиц в матрице и лучшие механические свойства ЛКМ. При этом частицы интерметаллидных фаз в матрице способствуют повышению жаропрочности, а керамические частицы со средним размером 14 мкм увеличивают износостойкость ЛКМ.

Изобретение может быть проиллюстрировано следующими примерами.

По вышеизложенной технологии были изготовлены образцы ЛКМ, составы которых приведены в табл.1.

Образцы из сплава АК12, а также ЛКМ на его основе испытывали в условиях сухого трения на установке УМТ-1 (ГОСТ 23.210-80). Втулки для испытаний имели размеры _нар28× _вн20×h16. Осевая нагрузка составляла 70 Н, скорости скольжения изменяли в пределах 0,38-1,26 м/с (300-1000 об/мин). Контртела были изготовлены из стали 40Х (HRC 45).

Параметры задира при трибоиспытаниях приведены в табл.2. Видно, что задиростойкость ЛКМ, армированных интерметаллидными фазами вместе с наноразмерными керамическими частицами, увеличивается в сравнении с матричным сплавом в 3 раза, интерметаллидными фазами вместе с наноразмерными и микронными керамическими частицами - в 7 раз.

В табл.3 приведены значения интенсивности изнашивания I_m и коэффициенты изнашивания К образцов при различных скоростях скольжения и нагрузке 70 Н. Результаты испытаний показывают, что интенсивность и коэффициент изнашивания ЛКМ, армированных наноразмерными частицами SiC, почти вдвое меньше, чем у матричного сплава и ЛКМ с интерметаллидными частицами. ЛКМ, содержащие в составе кроме интерметаллидных фаз частицы нано- и микронного размера, превосходят по этим параметрам матричный сплав в восемь раз.

Твердость ЛКМ различного состава при температурах +20 и +300°С представлена в табл.4. Твердость по Бринеллю измерена на приборе типа ТШ при нагрузке 102,6 кг, диаметр шара 2,5 мм, время нагружения 20 с. Видно, что ЛКМ с интерметаллидными и наночастицами при температуре +20°С имеют твердость на 10% выше матричного сплава, а при температуре +300°С превосходят его на 25%. ЛКМ, включающие кроме интерметаллидных фаз керамические частицы нано- и микронного размера, имеют твердость на 23% выше, чем матричный сплав, а при температуре +300°С разница возрастает до 45%.

Таким образом, предлагаемый ЛКМ отличается от известных композиционных материалов лучшим комплексом свойств.

Комбинация в алюминиевой матрице равномерно распределенных упрочняющих частиц разных природы и масштаба, у которых отличаются модули упругости, коэффициенты термического расширения, уровни связи с матрицей, обеспечивает повышение жаропрочности, задиро- и износостойкости.

Таблица 1
№ п/п			Состав (вес.%)
1			АК12
2			АК12 + 3% Ti (>0,1 мм)*)
3			АК12 + 3% Ti + 0,2% SiC (50 нм)
4			AK12 + 3% Ti + 0,2% SiC (15 нм)
5			AK12 + 3% Ti + 0,2% SiC (50 нм) + 5% SiC (14 мкм)
6			AK12 + 3% Ti + 0,2% SiC (15 нм) + 5% SiC (14 мкм)
*) В скобках отмечены размеры порошков титана и SiC.
Таблица 2
№ п/п		Параметры перехода в задир
		Р, Н		n, об/мин	t, мин
1		70		600	11
2		70		600	18
3		70		600	34
4		70		600	33
5		70		600	72
6		70		600	74
Таблица 3
№ п/п	Показатели изнашивания I m, 10-2 мг/м, / К, ×10 -4 при нагрузке Р=70 Н и скорости скольжения n, об/мин:
	300			600	1000
1	4,06/1,34			4,92/1,62
2	3,61/1,26			4,47/1,57	4,72/1,65
3	2,12/0,78			2,61/0,96	2,78/1,02
4	2,10/0,77			2,67/0,98	2,69/0,99
5	0,56/0,22			0,72/0,28	0,98/0,39
6	0,54/0,22			0,70/0,28	1,01/0,41

Коэффициент изнашивания K=I _mH/ P, где - удельный вес образца, Н - твердость, Р - осевая нагрузка.

Интенсивность изнашивания I_m= m/L, где m - потеря массы образца на пути трения L.

№ п/п	НВ 20, МПа	НВ300 , МПа
1	620±10	150±10
2	660±10	170±10
3	690±10	190±10
4	690±10	190±10
5	750±10	220±10
6	760±10	220±10
HB20 и HB300 - твердость при температурах +20 и +300°С.