литой композиционный материал на основе алюминия и способ его получения

Формула изобретения

1. Литой композиционный материал на основе алюминия, содержащий матричный компонент из технического алюминия и армирующие дискретные керамические частицы, отличающийся тем, что в качестве армирующих дискретных керамических частиц он содержит углеродсодержащий борид алюминия с размером частиц менее 1-2 мкм в количестве 0,1-0,6 мас.%, а в качестве матричного компонента - технический алюминий, предварительно рафинированный от примесей Ti, V и модифицированный стронцием в количестве 0,01-0,03 мас.%.

2. Способ получения литого композиционного материала на основе алюминия, содержащего матричный компонент из технического алюминия и армирующие дискретные частицы, включающий плавление алюминия под слоем флюса и ввод в расплав реакционной смеси, отличающийся тем, что предварительно в расплав технического алюминия вводят лигатуру Аl-В, перемешивают в течение 5-10 мин до полного растворения и вывода из раствора примесей Ti, V и образования в необходимом количестве первичной интерметаллидной фазы AlB₁₂, затем в расплав при температуре 980-1000°C вводят реакционную смесь в виде алмазографитового наноразмерного порошка и выдерживают в течение 10-15 мин для протекания синтеза с получением дискретных частиц углеродосодержащего борида алюминия и их распределения в объеме расплава, после чего проводят модифицирование расплава лигатурой Al-Sr, перемешивание и разливку при температуре 740-750°C.

Описание изобретения к патенту

Изобретение относится к области металлургии, а именно к получению литого композиционного материала (ЛКМ) на основе алюминия для изготовления отливок и деформируемых заготовок электротехнического назначения с повышенными эксплуатационными свойствами.

Известен способ получения литого композиционного материала на основе алюминиевого сплава (пат. РФ № 2353475 от 27.04.2009), заключающийся в смешивании в размольно-смесительном устройстве порошков матричного компонента из алюминиевого сплава Al+3%Mg и армирующих дискретных керамических частиц карбида кремния зернистостью 30-50 мкм в количестве 3-5 мас.% или 9-15 мас.%, брикетирование смеси под давлением 28-35 МПа, введение брикетов в расплав сплава Al+3%Mg, перемешивание расплава и разливка.

Недостатком предложенного изобретения является большой размер упрочняющих частиц SiC, что не позволяет проводить обработку давлением композиционного материала, необходимость применения специализированного оборудования и сложность равномерного распределения армирующих частиц в объеме заготовки.

Известен также способ получения композиционного материала алюминий-карбид кремния (пат. РФ № 2348719 от 10.03.2009), согласно которому карбидные включения SiC более мелких размеров (1-10 мкм) синтезируют в расплаве алюминиево-кремниевого сплава при обработке его углекислым газом. В результате модифицирующего эффекта измельчаются структурные составляющие сплава и полученный композиционный материал может обрабатываться давлением. Однако в результате обработки расплава углекислым газом он окисляется, и образовавшиеся оксидные включения снижают качество композиционного материала.

Кроме того, в приведенных аналогах упрочняющими частицами является карбид кремния, который является полупроводником и резко снижает электропроводность композиционного материала.

В качестве прототипа был выбран способ получения литейного композиционного сплава алюминий-карбид титана (пат. РФ № 2448178 от 18.08.2009), включающий плавление алюминия и последующий порционный ввод в расплав экзотермической СВС-смеси, состоящей из порошков титана, углерода и флюса криолита в стехиометрическом соотношении, позволяющем синтезировать в расплаве включения карбида титана размером 1-2 мкм с общим его содержанием не более 10 мас.%. В зоне экзотермической реакции температура достигает 1500°C, что ускоряет процесс образования TiC и улучшает смачивание частиц и их равномерное распределение в объеме расплава. Однако высокий локальный перегрев расплава над ликвидусом сопровождается бурным газовыделением и возможным образованием карбида алюминия, который располагается на границе матрица - TiC в виде охрупченного слоя. Карбид алюминия восприимчив к воздействию влаги с образованием гидроокиси алюминия и вызывает коррозию материала на межфазной границе. В результате композиционный материал может быть значительно ослаблен.

Задача, на решение которой направленно заявленное изобретение, заключается в разработке состава и способа производства ЛКМ на основе алюминия и дискретных тугоплавких керамических частиц, позволяющего исключить применение высокотемпературного СВС-процесса для синтеза нано- и микроразмерных частиц углеродсодержащих фаз - упрочнителей алюминиевой матрицы, добиться их диспергирования и равномерного распределения в матрице.

Техническим результатом является создание ЛКМ на основе алюминия, обладающего повышенной электропроводностью, прочностью и пластичностью, позволяющей подвергать композиционный материал холодной деформации и достигать высокой степени обжатия без промежуточных отжигов, и способа получения ЛКМ, отличающегося экологической безопасностью, снижением трудоемкости и повышением качества композиционного материала.

Технический результат достигается тем, что в предложенном литом композиционном материале на основе алюминия, состоящем из технического алюминия и дискретных керамических частиц, новым является то, что в качестве армирующих дискретных керамических частиц он содержит углеродсодержащий борид алюминия с размером частиц менее 1-2 мкм в количестве 0,1-0,6 мас.%, а в качестве матричного компонента технический алюминий, предварительно рафинированный от примесей Ti, V и модифицированный стронцием в количестве 0,01-0,03 мас.%.

Предлагаемый способ получения литого композиционного материала на основе алюминия состоит в плавлении алюминия под слоем флюса и введении в расплав реакционной смеси, и отличается тем, что предварительно в расплав технического алюминия вводят лигатуру Аl-В, перемешивают в течение 5-10 мин до полного растворения и вывода из раствора примесей Ti, V и получения в необходимом количестве первичной интерметаллидной фазы AlB₁₂, затем вводят в расплав при температуре 980-1000°C алмазографитовый наноразмерный порошок и выдерживают в течение 10-15 мин для протекания синтеза керамических дискретных частиц и их распределения в объеме расплава, после чего проводят модифицирование лигатурой Al-Sr, перемешивание и разливку при температуре 740-750°C.

Изобретение поясняется иллюстрациями. На фиг1 показаны микроструктуры образцов ЛКМ: а) количество дискретных керамических частиц C ₂Al₃B₄₈ - 0,3 мас.%; б) количество дискретных керамических частиц C₂Al₃B ₄₈ - 0,6 мас.%.

Известно, что в техническом алюминии, применяемом в качестве матричного компонента, содержатся примеси Ti и V, которые существенно уменьшают электропроводность композиционного материала. Введение бора в расплав алюминия, в количествах, равных половине весового содержания титана и ванадия, способствует образованию мелкодисперсных соединений TiB₂ и VB₂, которые нерастворимы в жидком и твердом алюминии и в меньшей степени оказывают влияние на электропроводность [Алюминий: Свойства и физическое металловедение: Справ. Изд. Пер. с англ. / Под ред. Хэтча Дж. Е. - М.; Металлургия, 1989. 422 с.]. Добавление бора в большем количестве, чем необходимо для вывода V и Ti, не рекомендуется из-за образования грубых интерметаллидов AlB ₂, что отрицательно сказывается на прочности и пластичности материала.

В расплав системы Al-В при температуре 980-1000°C под слой флюса (Na₃AlF₆ ) вводят алмазографитовый нанопорошок (НП-АГ) в количестве, необходимом для получения заданной концентрации армирующих дискретных керамических частиц, образовавшихся в результате взаимодействия -AlB₁₂ и алмазографитового нанопорошка НП-АГ по реакции

4AlB₁₂+2С=C₂Al ₃B₄₈+Аl,

с образованием «алмазо-подобного бора» (C₂Al₃B₄₈). Образование в системе - Аl-С-В углеродсодержащего борида доказано многими исследователями [Самсонов Г.В. и др. Бориды, М:: Атомиздат, 1975 - 376 с.]. Смесь выдерживают в течение 10-15 мин для протекания синтеза керамических дискретных частиц и их равномерного распределения в объеме расплава. НП-АГ получен методом детонационного синтеза из углерода, содержащегося во взрывчатых веществах, его частицы имеют размер в пределах 2-12 нм, удельная поверхность 200-420 м /г и обладают высокой реакционной способностью.

Далее в расплав вводят порошок лигатуры Al-Sr в количестве, необходимом для получения в расплаве 0,01-0,03 мас.% стронция. За счет модифицирования расплава матрицы стронцием снижается межфазная энергия на границе металл-керамической фазы, и как следствие, измельчаются первично кристаллизующиеся интерметаллиды TiB₂ и VB₂ , образующиеся в результате взаимодействия примесей Ti и V с бором, и происходит дополнительное упрочнение алюминиевой матрицы.

После расплав перемешивают и осуществляют разливку при температуре 740-750°С в металлические формы.

Пример получения ЛКМ на основе алюминия.

Получен ЛКМ вышеизложенным способом, с матрицей из технического алюминия марки А5Е (1060) (в мас.%: Fe-0,26%; Si-0,09%; Cu-0,004%; Mn-0,003%; Mg-0,001%; Cr-0,01%; Ni-0,002%; Zn-0,006%; Ti-0,001%; V-0,002%; Pb-0,001%, всего примесей<0,4%, Al-остальное), армированный дискретными керамическими частицами углеродсодержащей боридной фазы C₂Al₃B₄₈ (в мас.%: 12,02 Аl; 84,08 B; 3,5 C) в количестве 0,1%, 0,3% и 0,6%. Содержание углерода в порошке составляет 85 мас.%, наноалмазного - не более 15 мас.%, остальные примеси металлов и адсорбированные газы.

Из полученных литых КМ вырезали образцы для исследования электропроводности, механических свойств и микроструктуры. На фиг.1 (а, б) показано равномерное распределение упрочняющих керамических частиц в объеме матрицы. Армирующие частицы имеют размер 1-2 мкм, однако в предлагаемом варианте включения керамических фаз более диспергированы в объеме расплава, преобладающий размер частиц менее 1 мкм и, в отличие от прототипа, полностью отсутствуют включения игольчатой морфологии. Высокая степень диспергирования углеродсодержащей боридной фазы C₂Al₃B ₄₈ связана с межфазной и кристаллографической совместимостью со сплавом матрицы, а также применением стронция в качестве модификатора.

Механические свойства и электропроводность полученных КМ в литом состоянии и после прокатки (суммарная деформация 60%) приведены в таблице 1 в сравнении с прототипом.

Видно, что с увеличением содержания керамических частиц в ЛКМ до 0,6 мас.% предел прочности на разрыв ( _в) увеличивается более чем на 30%, а после прокатки образцов более чем на 20% по сравнению с деформированным техническим алюминием. В соответствии с прототипом аналогичная прочность может быть достигнута при получении в ЛКМ 15 мас.% карбидной фазы, т.е. керамических частиц нужно вводить в ЛКМ в 25 раз больше, чем в предлагаемом решении. Это объясняется более высокой адгезионной связью частиц C₂Al₃B₄₈ с матрицей, чем частицы TiC. Дополнительный прирост прочности ЛКМ обусловлен упрочнением матрицы дискретными частицами боридов титана, ванадия и других примесей, образовавшихся в результате их взаимодействия с бором.

Таблица 1
Характеристики ЛКМ
Содержание упрочняющей фазы	Предел прочности ств, кгс/мм2		Отностительное удлинение, , %		Удельное электросопротивление, Ом·мм2/м
	В литом состоянии	После прокатки	В литом состоянии	После прокатки	В литом состоянии	После прокатки
Прототип
0,1% TiC	5,0	-	39	-	-	-
15,0% TiC	9,0		10
Исходный алюминий	6,9	14,0	39,6	12,0	0,0301	-
0,1%С 2Аl3 В48	8,2	-	25,0	-	0,0285	0,0290
0,3% С2Аl3 В48	8,8	17,2	20,4	7,0	0,0290	0,0293
0,6% С2Аl3 В 48	9,0	17,9	20,0	6,1	0,0294	0,0299

Следует отметить, что даже после высокой степени обжатия (более 60%) ЛКМ сохранил достаточную пластичность (6-7%). При содержании дискретных частиц в матрице менее 0,1% прочность ЛКМ недостаточна, а при их содержании более 0,6% повышение прочности ЛКМ незначительно.

Существенным отличием от всех рассмотренных аналогов и прототипа разработанного ЛКМ наряду с повышенной прочностью является высокая электропроводность, соответствующая стандартам для проводников электрического тока. При обработке расплава технического алюминия бором электропроводность повысилась на 7% и осталась достаточно высокой при упрочнении матрицы дискретными керамическими частицами углеродсодержащей боридной фазы C₂Al ₃B₄₈. Известно, что карбид бора является полупроводником, однако высокая электропроводность в системе С-Аl-В связана с декомпенсацией ковалентных связей между атомами бора и углерода из-за наличия атомов алюминия и появлением дополнительных зон проводимости.

Из всего вышесказанного можно сделать вывод, что предложенный ЛКМ обладает высокой эксплуатационной надежностью, а способ его получения отличается экологической безопасностью и простотой исполнения.