Izvestiya Vuzov Tsvetnaya Metallurgiya (Proceedings of Higher Schools Nonferrous Metallurgy / Известия вузов. Цветная металлургия
Not a member yet
659 research outputs found
Sort by
Наноструктурированный градиентный материал на основе псевдосплава Cu-Cr-W, полученный методами высокоэнергетической механической обработки и искрового плазменного спекания
Get PDFThis study was conducted to obtain nanostructured mechanically activated composite particles from immiscible metals Cu, Cr and 5÷70 wt.% W, nanostructured bulk materials based on them and Cu / Cu—Cr—W nanostructured gradient material with different tungsten content by combined short-term (up to 150 min) high-energy ball milling (HEBM) and spark plasma sintering (SPS). Cu— Cr—W mechanically activated composites were obtained by HEBM of Cu + Cr + (5÷70 wt.%)W powder mixtures in the Activator-2S ball planetary mill at the rotating speed of 1388 rpm for the grinding chamber and 694 rpm for the planetary disk in an argon atmosphere for 150 min. Cu—Cr—W mechanically activated composite particles were consolidated by SPS in the temperature range of 800— 1000 °C at a pressure of 50 MPa for 10 min. The nanostructured gradient sintered material based on Cu—Cr—W pseudo alloys was pressed layer by layer in the following sequence (from pure copper to pseudo alloy with increasing tungsten content): Cu / Cu—Cr—5%W / Cu—Cr—15%W / Cu—Cr—70%W and sintered at 800 °C for 10 min. The crystal structure, microstructure, and properties of Cu— Cr—W mechanically activated composites and consolidated materials based on them were studied depending on production conditions. It was shown that the nanostructure formed in mechanically activated composites at the short-term HEBM stage (up to 150 min) was preserved for all Cu—Cr—W (5÷70 wt.% W) compounds after SPS. Based on SEM and EDX, refractory particles of W (d ~ 20÷100 nm) and Cr (d ~ 20÷50 nm) were uniformly distributed in the material volume (in the copper matrix). The hardness of Cu—Cr—W (15 wt.% W) bulk samples obtained from nanostructured powder mixtures (after 150 min HEBM) by SPS at 800 °C was approximately 6 times higher than the hardness of samples sintered from the mixture of starting components (without HEBM). For the Cu—Cr—70%W nanostructured compound (tsps = 1000 °С) the hardness value was ~3 times higher than that for microcrystalline analogues. The highest relative density of 0.91 was achieved for Cu—Cr—15%W and Cu—Cr—70%W samples. Electrical resistivity for nanostructured Cu—Cr—W composites were 2 times higher than for microcrystalline samples. Apparently, this is due to an increase in grain boundaries and various defects accumulated in the material at the HEBM stage. The obtained results show that combined short-term HEBM and subsequent SPS is a promising way to produce nanocrystalline Cu—Cr—W composites and gradient materials based on them.В настоящей работе сочетанием методов непродолжительной (до 150 мин) высокоэнергетической механической обработки (ВЭМО) и искрового плазменного спекания (ИПС) были получены наноструктурированные механокомпозиты из несмешивающихся между собой металлов Cu, Crи 5÷70 мас.% W, наноструктурированные консолидированные материалы на их основе и наноструктурированный градиентный материал Cu / Cu—Cr—W с различным содержанием вольфрама. Для получения механокомпозитов Cu—Cr—Wпроводилась ВЭМО порошковых смесей Cu+ Cr+ (5÷70мас.%)\W в шаровой планетарной мельнице Активатор-2S при скорости вращения барабанов 1388 об/мин и планетарного диска 694 об/мин в среде аргона в течение 150 мин. Консолидация механокомпозитов Cu—Cr—W осуществлялась методом ИПС при температурах 800—1000 °С, давлении 50 МПа в течение 10 мин. Наноструктурированный градиентный спеченный материал на основе Cu—Cr—W-псевдосплавов запрессовывался послойно в следующей последовательности (от чистой меди к псевдосплаву с увеличением массовой доли вольфрама): Cu / Cu— Cr—5%W / Cu—Cr—15%W / Cu-Cr-70%W и спекался при температуре 800 °C в течение 10 мин. Исследованы кристаллическая структура, микроструктура и свойства механокомпозитов Cu—Cr—W и консолидированных материалов на их основе в зависимости от условий получения. Показано, что наноструктура, сформированная в механокомпозитах на стадии непродолжительной ВЭМО (до 150 мин), сохранялась после ИПС для всех составов Cu—Cr—W(5÷70 мас.% W). По данным СЭМ и ЭДС тугоплавкие частицы W (d~ 20÷100 нм) и Cr (d~ 20÷50 нм) равномерно распределены в объеме материала (в медной матрице). Твердость консолидированных образцов Cu—Cr—15%W, полученных из наноструктурированных порошковых смесей (после 150 мин ВЭМО) методом ИПС при t= 800 °С в ~6 раз превышает твердость образцов, спеченных из смеси исходных компонентов (без ВЭМО). Для наноструктурированного состава Cu—Cr—70%W(tипс = 1000 °С) значение твердости было в ~3 раза выше, чем у микрокристаллических аналогов. Образцы Cu—Cr—15%W и Cu—Cr—70%Wобладали наибольшей относительной плотностью — до 0,91. Удельное электрическое сопротивление наноструктурированных композитов Cu—Cr—W приблизительно в 2 раза превышало этот показатель для микрокристаллических образцов. Это может быть обусловлено увеличением границ зерен и накоплением различного рода дефектов в материале на стадии ВЭМО. Полученные результаты показывают перспективность использования сочетания методов кратковременной ВЭМО и последующего ИПС для создания консолидированных нанокристаллических композитов Cu—Cr—Wи градиентных материалов на их основе
Сравнительный анализ структуры и механических свойств аддитивных изделий, полученных электронно-лучевым методом и холодным переносом металла
Get PDFCurrently, the most prospective industry development areas are prototyping and additive manufacturing. In contrast to more precise powder technologies, faster wire technologies providing non-porous products are of great interest. This paper contains a comparative analysis of the effect of two wire technologies – electron-beam additive manufacturing and cold metal transfer – on the structure and mechanical properties of Aluminum Alloy 5056. Electron beam power is close to arc power at optimal printing parameters, but cold metal transfer is cheaper due to the impulse nature of the arc. In addition, the arc method is implemented in an argon atmosphere, and this accelerates the applied layer cooling. In general, the grain structure of the material is refined due to the lower heat transfer and accelerated cooling. This results in increased strength and microhardness. The constant heat removal from the substrate and the increase in the product weight change thermal conditions of the following layer. This is controlled by beam/arc powder reduction, but each layer has its own thermal history affecting the structure and properties. In particular, the more heat is transferred to the layer from the previous layers, the less strong it is. When a certain height (about 30 mm) is passed, cooling is intensified by the large mass of the product and the strength is increased again. This is most characteristic for cold metal transfer. However, these fluctuations are rather small. Mechanical properties along the growth direction are highly stable in both technologies. Cold metal transfer also shows less alloying magnesium burn-off. In general, currently the cold metal transfer technology is more cost effective and provides better quality products.В настоящий момент наиболее перспективными направлениями развития техники являются прототипирование и производство изделий с применением аддитивных технологий. В противовес более точным порошковым методам особый интерес вызывают более быстрые проволочные технологии, которые позволяют производить изделия без пор. В настоящей работе проводится сравнительный анализ влияния двух проволочных технологий – электронно-лучевого аддитивного производства и холодного переноса металла – на структуру и механические свойства алюминиевого сплава АМг5. При оптимальных параметрах печати мощности электронного луча и дуги были близкими по величине, но за счет импульсного характера дуги процесс холодного переноса металла более экономичен. Кроме того, дуговой метод осуществляется в атмосфере аргона, что ускоряет охлаждение наносимого слоя. В целом из-за меньшего тепловложения и ускоренного охлаждения зеренная структура материала измельчается, что приводит к повышению прочности и микротвердости. Изза постоянного удаления от подложки и увеличения массы изделия тепловые условия нанесения последующего слоя меняются, что контролируется снижением мощности пучка/дуги, однако каждый слой имеет свою тепловую историю, что влияет на структуру и свойства материала. В частности, чем больше тепла воспринимает слой от предыдущих слоев, тем он менее прочный. При пересечении некоторой высоты (около 30 мм) охлаждение интенсифицируется за счет большой массы изделия, и прочность снова увеличивается. Это наиболее характерно для процесса холодного переноса металла. Однако данные колебания довольно небольшие, механические свойства по высоте обладают высокой стабильностью в обеих технологиях. Также в процессе холодного переноса металла обнаружено меньшее выгорание легирующего магния. В целом на данный момент метод холодного переноса металла более экономичен и позволяет получать более качественные изделия
Сравнительное исследование горячей радиально-сдвиговой прокатки заготовок из сверхупругого сплава сиcтемы Ti–Zr–Nb и серийного сплава ВТ6 методом QForm-моделирования
Get PDFA comparative simulation of hot radial shear rolling (RSR) of billets made of a superelastic Ti–Zr–Nb and a commercial VT6 alloy was performed using the QForm finite element modeling program. Rolling in 48 modes with a variable feed angle and elongation ratio at 4 levels and initial rolling temperature at 3 levels was investigated for each alloy. The Ti–Zr–Nb alloy rheology during hot deformation was determined experimentally by hot upset forging and imported into the QForm program. The presence of maxima on the flow curves at the initial stage of deformation, which are absent in the VT6 alloy, is revealed. Simulation results are presented in the form of fields of the stiffness coefficient, strain rate intensity, cumulative strain degree in the maximum reduction section depending on the rolling mode. General regularities of the Ti–Zr–Nb and VT6 behavior in RSR are similar. The gradient of the fields studied decreases, and the roll pressure and torque increase with an increase in the feed angle and elongation ratio. The initial rolling temperature does not significantly affect the deformation pattern, but it significantly affects the roll pressure and torque. At the same time, the experimental alloy demonstrated the greater tendency to localize deforming forces in the near-contact zone and to increase the gradient of stress-strain state parameters over the billet section. The study of the tightening shape and depth of rolled billet ends showed that the Ti–Zr–Nb alloy has a 3.5–9.6 % greater tightening depth. It is shown that experimental alloy rolling requires 1.6–2.4 times higher roll pressure and torque as compared to the commercial alloy.В программе конечно-элементного моделирования QForm выполнено сравнительное исследование горячей радиально-сдвиговой прокатки (РСП) заготовок из сверхупругого сплава сиcтемы Ti–Zr–Nb и серийного сплава ВТ6. Для каждого сплава исследована прокатка по 48 вариантам режимов с варьированием угла подачи и коэффициента вытяжки на 4 уровнях и начальной температуры процесса на 3 уровнях. Реология сплава Ti–Zr–Nb при горячей деформации определена экспериментально методом горячей осадки и импортирована в программу QForm. Выявлено наличие максимумов на кривых течения в начальной стадии деформации, которые отсутствуют у сплава ВТ6. Результаты моделирования представлены в виде полей коэффициента жесткости, интенсивности скорости деформации и степени накопленной деформации в сечении максимального обжатия в зависимости от режима прокатки. Общие закономерности поведения сплавов Ti–Zr–Nb и ВТ6 при РСП имеют сходный характер. С повышением угла подачи и коэффициента вытяжки градиентность исследуемых полей снижается, а усилие и момент прокатки увеличиваются. Температура в начале прокатки не оказывает особого влияния на картину деформации, но существенно влияет на усилие и момент. При этом выявлена бóльшая склонность экспериментального сплава к локализации деформирующих усилий в приконтактной зоне и повышению градиента параметров напряженно-деформированного состояния по сечению заготовки. Исследование формы и глубины утяжки торцев прокатанной заготовки показало, что у сплава Ti–Zr– Nb глубина утяжки больше на 3,5–9,6 %. Показано, что для прокатки опытного сплава требуются усилия и момент прокатки в 1,6–2,4 раза выше, чем для серийного сплава
Новый высокопрочный литейный алюминиевый сплав на основе системы Al–Zn–Mg–Ca–Fe, не требующий термообработки
Get PDFThe paper substantiates the composition and prospects of using high strength Al–Zn–Mg–Ca–Fe casting aluminum alloy without heat treatment based on the study on the structure, technological and mechanical properties. Alloys of the base composition Al–5.5%Zn–1.5%Mg (wt.%) jointly and separately doped with 0.5–1.0 % Ca and 0.5 % Fe were obtained as the objects of research. Standard casting alloys according to GOST 1583-93: AK12M2, AMg6lch, AM4,5Kd were the objects of comparison. A hot tensile test using a cast test bar was conducted to check the tendency to form hot cracks due to hindered contraction. It was shown that separate alloying with calcium and iron does not contribute to the improvement of crack resistance and adversely affects mechanical properties. Combined alloying with 1 % Ca and 0.5 % Fe improves the hot tearing resistance to the level of the AMg6lch alloy properties. This effect is due to calcium-containing phases of eutectic origin formed and a favorable grain structure created that is free from columnar grains. Iron in the alloy structure is bound in compact Al10CaFe2 phase particles as a result of the non-equilibrium crystallization during permanent mold casting. The formation of this phase allowed to reduce the amount of zinc in the (Al, Zn)4Ca phase and mostly retain the (Al) solid solution composition as evidenced by similar hardness values of the Al–5.5%Zn–1.5%Mg base alloy and Al–5.5%Zn–1.5%Mg–1%Ca–0.5%Fe alloy, and the superiority of the values over the hardness of alloys separately alloyed with calcium and iron. Also the cast hardness of the promising alloy more than 20 HV higher than the cast hardness of commercial cast alloys. The new alloy in the as-cast condition exhibited competitive mechanical tensile properties: UTS ~ 310 MPa, YS ~ 210 MPa, El ~ 4 %.На основании изучения структуры, технологических и механических свойств обоснованы состав и перспективы применения литейного высокопрочного алюминиевого сплава системы Al–Zn–Mg–Ca–Fe без использования термической обработки. В качестве объектов исследования были получены сплавы на основе базовой композиции Al–5,5%Zn–1,5%Mg (мас.%), совместно и раздельно легированные 0,5–1,0 % Сa и 0,5 % Fe. Объектами сравнения выступали стандартные литейные сплавы (согласно ГОСТ 1583-93): АК12М2, АМг6лч, АМ4,5Кд. Способом заливки карандашных проб был проведен тест на склонность к формированию горячих трещин вследствие затрудненной усадки. Показано, что раздельное легирование кальцием и железом не способствует улучшению трещиностойкости и отрицательно сказывается на механических свойствах. Совместное введение 1 % Са и 0,5 % Fe позволяет повысить показатель горячеломкости до уровня свойств сплава АМг6лч. Данный эффект обусловлен образованием кальцийсодержащих фаз эвтектического происхождения и формированием благоприятной зеренной структуры, в которой отсутствуют столбчатые кристаллы. Железо в структуре сплава связано в компактные частицы фазы Al10CaFe2, что является следствием неравновесной кристаллизации, реализуемой при литье в кокиль. Формирование этой фазы позволило снизить количество цинка в фазе (Al, Zn)4Ca и в значительной мере сохранить состав твердого раствора (Al), о чем свидетельствуют схожие значения твердости базового сплава Al–5,5%Zn–1,5%Mg и сплава Al–5,5%Zn–1,5%Mg–1%Ca–0,5%Fe, а также превосходство этих значений перед показателями твердости сплавов, которые отдельно легированы кальцием и железом. Также твердость перспективного сплава в литом состоянии более чем на 20 HV превышает твердость марочных литейных сплавов в аналогичном состоянии. Новый сплав в литом состоянии показал конкурентоспособные механические свойства на растяжение: σв ~ 310 МПа, σ0,2 ~ 210 МПа, δ ~ 4 %
Построение неравновесной диаграммы состояния системы галлий–олово и ее анализ
Get PDFThermal analysis methods were used to study the super-cooling of gallium-tin system alloys under normal conditions. For this, the following samples were investigated: Ga (I ); two hypoeutectic alloys 95 % Ga + 5 % Sn (II ), 90 % Ga + 10 % Sn (III ); eutectic alloy 96.3 % Ga + 13.7 % Sn (IV ); five hypereutectic alloy with a Sn content of 20 % (V ), 35 % (VI ), 50 % (VII ), 80 % (VIII ) and pure tin (IX ). The nonequilibrium state diagram of this system was constructed. In this case, the eutectic composition does not change, and the eutectic temperature drops to5.5 °C, i.e. 26 degrees below the temperature of three-phase eutectic equilibrium. The eutectic temperature practically does not change when the eutectic alloy cooling rates vary from 0.06 to 60 °C/min. It was established that a slight decrease in supercooling appears in the hypoeutectic region with an increase in super-cooling observed the hypereutectic region as the alloy composition approaches the eutectic one. The activities and activity coefficients of components on equilibrium and nonequilibrium liquidus lines were calculated. It was shown that the activities of components both on equilibrium and nonequilibrium liquidus lines in general naturally decrease, and the activity coefficients increase as the composition approaches the eutectic one. State diagrams show the concentration paths of equilibrium and non-equilibrium crystallization.Методами термического анализа изучены переохлаждения сплавов в системе галлий–олово в нормальных условиях. Для этого были исследованы следующие образцы: Ga (I ); два доэвтектических сплава – 95 % Ga + 5 % Sn (II ) и 90 % Ga + 10 % Sn (III ); эвтектический сплав 96,3 % Ga + 13,7 % Sn (IV ); пять заэвтектических сплавов с содержанием Sn 20 % (V ), 35 % (VI ), 50 % (VII ), 80 % (VIII ) и чистое олово (IX ). Построена неравновесная диаграмма состояния этой системы. При этом состав эвтектики не меняется, а эвтектическая температура уменьшается до 5,5 °C, т.е. на 26 град ниже температуры трехфазного эвтектического равновесия. Эвтектическая температура практически не меняется при изменении скоростей охлаждения эвтектектического сплава в пределах от 0,06 до 60 °C/мин. Установлено, что в доэвтектической области намечается небольшое понижение переохлаждений, тогда как в заэвтектической области – их увеличение при приближении состава сплава к эвтектическому. Рассчитаны активности и коэффициенты активностей компонентов на линиях равновесного и неравновесного ликвидуса. Показано, что активности компонентов как на линии равновесного, так и на линии неравновесного ликвидуса в целом закономерным образом уменьшаются, а коэффициенты активностей возрастают по мере приближения состава к эвтектическому. На диаграммах состояния показаны концентрационные пути равновесной и неравновесной кристаллизации
Синтез интерметаллидного сплава на основе системы Cu–Ti–Al. Структурно-фазовый анализ и электрофизические свойства
Get PDFFor the first time, an intermetallic alloy based on the Heusler phase – Cu2TiAl – was obtained by self-propagating high-temperature synthesis (SHS) in the Cu–Ti–Al reaction mixture. The frontal combustion modes of green mixture compositions and phase formation processes during synthesis were studied. The products obtained were studied by X-ray diffraction analysis including high-temperature diffractometry with stage heating up to 900 K, scanning electron microscopy, differential thermal analysis (DTA), and some physical properties were studied. Also, electrophysical and magnetic measurements were carried out for the obtained alloy. The results of X-ray analysis and SEM using energy-dispersive analysis (EDA) showed that the Heusler phase content in the synthesized product is at least 82 %. The product also contains copper (Cu9Al4) and titanium (Ti3Al2) aluminides. The temperature dependence of the synthesized product electrical resistivity was measured for a wide temperature range of 90–1000 K, which was 0.3 μmm at T = 300 K. The metallic type of the conductivity for the samples obtained and the abnormal behavior of the electrical resistance temperature curve in the region of Т = 770÷790 K were revealed. Thermal analysis was used to measure the melting point of the synthesized product and to reveal additional heat effects at Т = 788, 848 and 1248 К associated with possible phase transitions in the Cu2TiAl intermetallic compound. A possible mechanism of phase transitions is considered in accordance with the Cu–Ti–Al system phase diagram. Magnetic measurements results showed that intermetallic samples obtained by the SHS method feature by weak ferromagnetic properties with residual magnetization of 0.069 A·m2/kg.Методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) реакционной смеси системы Cu–Ti–Al впервые получен интерметаллидный сплав на основе фазы Гейслера – Cu2TiAl. Изучены режимы фронтального горения шихтовых составов системы и процессы формирования фаз при синтезе. Полученные продукты исследовались методами рентгено- фазового анализа (РФА), включая высокотемпературную дифрактометрию со ступенчатым нагревом до 900 К, сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) и дифференциально-термического анализа, изучались физические свойства. Кроме того, для полученного сплава были проведены электрофизические и магнитные измерения. Результаты РФА и СЭМ с использованием энергодисперсионного анализа показали, что содержание фазы Гейслера в синтезированном продукте составляет не менее 82 %. В составе продукта также присутствуют алюминиды меди (Cu9Al4) и титана (Ti3Al2). Проведено измерение температур- ной зависимости удельного электросопротивления синтезированного продукта для широкого диапазона температур 90– 1000 К, которое при Т = 300 К составило 0,3 мкмОм·м. Выявлены металлический характер проводимости для полученных образцов и аномальное поведение температурной кривой электросопротивления в диапазоне Т = 770÷790 К. Методом термического анализа измерена температура плавления синтезированного продукта и обнаружены дополнительные тепловые эффекты при Т = 788, 848 и 1248 К, связанные с возможными фазовыми переходами в интерметаллиде Cu2TiAl. Рассмотрен возможный механизм фазовых переходов в соответствии с диаграммой фазового равновесия системы Cu–Ti–Al. Результаты магнитных измерений показали, что образцы интерметаллида, полученного методом СВС, проявляют слабые ферромагнитные свойства с остаточной намагниченностью 0,0069 А·м2/кг
Особенности структурообразования в сплаве системы Al–Fe–Mn при кристаллизации с различными скоростями охлаждения
Get PDFThe paper studies specific features of the Al–2.5%Fe–1.5%Mn alloy microstructure formation depending on the cooling rate during casting and laser melting. As-cast microstructure analysis showed that with an increase in the cooling rate during crystallization from 0.5 to 940 K/s, the primary crystallization of the Al6(Mn,Fe) phase is almost completely suppressed with the non-equilibrium eutectic volume increasing to 43 %. The Al–2.5%Fe–1.5%Mn alloy microstructure after laser melting features by the presence of dendritic-type aluminum matrix crystals with an average cell size of 0.56 μm surrounded by an iron-manganese phase of eutectic origin with an average plate size of 0.28 μm. The primary crystallization of the Al6(Mn,Fe) phase is completely suppressed. Such a microstructure is formed at cooling rates of 1.1·104 to 2.5·104 K/s, which corresponds to the cooling rates implemented in additive technologies. Regions consisting of Al6(Mn,Fe) phase primary crystals formed by the epitaxial growth mechanism were revealed at the boundary between the track and the base metal and at the remelting boundary. The smaller the eutectic plates and dendritic cell located in the epitaxial layer, the more disperse the primary crystals in the remelting zone. The Al–2.5%Fe–1.5%Mn alloy after laser melting has high hardness at room temperature (93 HV) and good thermal stability after heating up to 300 °C (hardness slightly decreases to 85 HV), and its calculated yield strength is 227 MPa. Combined with the ultra-fine microstructure formed, high processibility during laser melting, hardness at room temperature, and high calculated yield strength, Al–2.5%Fe–1.5%Mn is a promising alloy for use in additive technologies.Исследованы особенности формирования микроструктуры сплава Al–2,5%Fe–1,5%Mn в зависимости от скорости охлаждения при литье и в процессе лазерного плавления. Анализ микроструктуры в литом состоянии показал, что с повышением скорости охлаждения при кристаллизации от 0,5 до 940 К/с первичная кристаллизация фазы Al6(Mn,Fe) практически полностью подавляется, увеличивается объем неравновесной эвтектики до 43 %. Микроструктура сплава Al–2,5%Fe–1,5%Mn после лазерного плавления характеризуется наличием кристаллов алюминиевой матрицы дендритного типа со средним размером ячейки 0,56 мкм, окруженных железомарганцовистой фазой эвтектического происхождения со средним размером пластин 0,28 мкм. Первичная кристаллизация фазы Al6(Mn,Fe) полностью подавлена. Формирование такой микроструктуры происходит при скоростях охлаждения от 1,1·104 до 2,5·104 К/с, что соответствует скоростям охлаждения, реализуемым в аддитивных технологиях. На границе между треком и основным металлом, а также на границе повторного переплава выявлены области, со- стоящие из первичных кристаллов фазы Al6(Mn,Fe), сформированных по механизму эпитаксиального роста. Чем меньше размер эвтектических пластин и дендритной ячейки, находящихся в эпитаксиальном слое, тем дисперснее первичные кристаллы в зоне переплава. Сплав Al–2,5%Fe–1,5%Mn после лазерного плавления имеет высокую твердость при комнатной температуре (93 HV) и хорошую термическую стабильность после нагрева до 300 °С (твердость незначительно снижается до 85 HV), а его расчетный предел текучести составляет 227 МПа. В совокупности с высокими показателями дисперсности формируемой микроструктуры, технологичности при лазерном плавлении, твердости при комнатной температуре и расчетного предела текучести сплав Al–2,5%Fe–1,5%Mn является перспективным для использования в аддитивных технологиях
Влияние температуры на формирование стабильных и метастабильных алюминидных фаз в сплавах системы Al-Zr-Nb
Get PDFThe paper considers formation conditions for stable and metastable aluminides Aln(Zr1-xNbx) obtained in the crystallization of superheated Al—Zr—Nb melts. At the close zirconium content in the alloys of 0.23—0.25 at.%, the niobium content varied from 0.05 to 0.21 at.%. Alloys were prepared in a resistance furnace at 1230 °C in an argon atmosphere in graphite crucibles. Alloys were cast into a bronze mold where the cooling rate was estimated at 200 °C per second. The structural features, distribution pattern, morphology, the composition of the matrix, dendritic cells and aluminides, as well as the structural type of intermetallics in the investigated alloys were studied using scanning electron and optical microscopy, X-ray phase analysis, X-ray diffraction analysis, electron microprobe analysis including inductively coupled plasma atomic emission spectroscopy. It was shown that the growth forms of stable aluminides (D023 structural type) change from the faceted to dendritic one, and primary metastable aluminides (L12 structural type) begin to form during the Al—Zr—Nb melt overheating at 360—365 °C above the liquidus temperature. Only metastable aluminides with both polyhedral and dendritic growth forms are formed in the alloys when overheated by 390 —395 °C and higher. The near-peritectic niobium composition of the Al—Zr—Nb alloy (at the zirconium content more than seven times higher than the peritectic one) are crucial factors in the formation of a large fraction of metastable AlnZr aluminides having a cubic L12 structure. It was shown that, in accordance with isomorphism rules, Nb replaces Zr at equivalent positions of the crystal lattice of aluminides. The intensity of isomorphism of the Al4(Zr0.79Nb0.21) intermetallics formed increases with the increasing melt overheating temperature.Рассмотрены условия формирования стабильных и метастабильных алюминидов Aln(Zr1-x.Nbx), образующихся при кристаллизации перегретых расплавов системы Al— Zr—Nb. При близком содержании циркония в сплавах (0,23—0,25 ат.%) содержание ниобия изменялось от 0,05 до 0,21 ат.%. Сплавы готовили в печи сопротивления при температуре 1230 °С в атмосфере аргона в графитовых тиглях. Разливку сплавов проводили в бронзовую изложницу, скорость охлаждения в которой составляла примерно 200 град/с. Электронной сканирующей и оптической микроскопией, а также методами рентгенофазового, рентгеноструктурного и микрорентгеноспектрального анализов, в том числе атомно-эмиссионной спектрометрией с индуктивно связанной плазмой, изучены структурные особенности, характер распределения, морфология, состав матрицы, дендритных ячеек и алюминидов, а также структурный тип интерметаллидов в исследуемых сплавах. Показано, что при перегреве расплавов системы Al—Zr—Nb над температурой ликвидуса на 360—365 °C происходит смена форм роста стабильных алюминидов структурного типа D023 от гранной к дендритной и начинают формироваться метастабильные алюминидные фазы с кубической решеткой структурного типа L12. При перегреве на 390—395 °C и выше в сплавах образуются только метастабильные алюминиды, имеющие как полиэдрические, так и дендритные формы роста. Околоперитектический (по ниобию) состав сплава Al—Zr—Nb (при содержании циркония, более чем в 7 раз превышающем перитектическое) определяет формирование в нем большой доли метастабильных алюминидов AlnZr с кубической решеткой L12. Показано, что в соответствии с правилами изоморфизма Nb замещает Zr в эквивалентных позициях кристаллической решетки алюминидов. С увеличением температуры перегрева расплавов интенсивность изоморфизма в формирующихся интерметаллидах Al4(Zr0,79Nb0,21 ) возрастает
Получение композиционного материала на основе алюминия с армирующими частицами из металлических стекол методом сварки прокаткой
Get PDFComposite materials (CM) exhibit high hardness, strength and wear resistance with slightly limited processing properties. The most popular reinforcing components for discretely reinforced composites are carbide, nitride or oxide particles. Amorphous metal materials can be used as an alternative reinforcing component since reinforcement with these particles can ensure improved properties due to higher strength of interfacial bonding between the particles and matrix as compared to traditional reinforcements. A metal matrix composite sheet was obtained based on the Al—5%Zn—5%Ca alloy reinforced by particles of Co48Cr15Mo14C15B6Tm2 amorphous metallic glasses with the AA5083 cladding layer. The central layer thickness of the Al—5%Zn—5%Ca alloy reinforced by metallic glass particles covered 60 % of the sheet thickness, and the cladding layer covered 40 % in total. Composite material granules were obtained by mechanical alloying with their subsequent consolidation by hot-roll bonding in the cladding shell at the temperature below the amorphous component devitrification temperature. X-ray and differential thermal analysis showed that metallic glasses retain their amorphous structure after processing in the planetary mill and further consolidation during hot rolling. The microstructure at different steps of composite material production was studied by scanning electron microscopy. Mechanical properties were evaluated by uniaxial tension tests at room temperature. The volume fraction of amorphous particles in the as-rolled state was about |0 %, and their size varied between 2 and 187 pm. The hardness of the obtained composite was 25 % higher as compared to the Al—5%Zn—5%Ca matrix alloy. At the same time, yield strength of the cladded composite material was two times higher than that of the matrix and cladding alloy samples.Композиционные материалы (КМ) обеспечивают высокую твердость, прочность и износостойкость при несколько ограниченной технологичности. В качестве армирующего компонента в дискретно-упрочненных КМ наиболее часто используют частицы карбидов, нитридов или оксидов. Аморфные металлические материалы могут служить альтернативным армирующим компонентом, так как упрочнение данными частицами может обеспечить улучшенные свойства из-за большей силы межфазной связи между частицами и матрицей, чем у традиционных упрочнителей. В представленной работе успешно получен лист металломатричного композиционного материала на основе сплава Al—5%Zn—5%Ca, армированного частицами аморфных металлических стекол состава Co48Cr15Mo14C15B6Tm2 и плакированного сплавом АА5083. Толщина центрального слоя сплава Al—5%Zn—5%Ca, упрочненного частицами металлических стекол, занимала 60 % толщины листа, а плакировка суммарно — 40 %. Гранулы КМ получали путем механического легирования с последующей их консолидацией методом сварки прокаткой в оболочке плакировки при температуре, не превышающей температуру расстеклования аморфного компонента. Методами рентгенофазового и дифференциального термического анализа показано, что после обработки в планетарной мельнице и последующей консолидации в процессе горячей прокатки металлические стекла сохраняют аморфную структуру. С помощью сканирующей электронной микроскопии проведен анализ микроструктуры на разных стадиях получения КМ. Оценены механические свойства при испытаниях на одноосное растяжение материала при комнатной температуре. В прокатанном состоянии объемная доля аморфных частиц составила около 10 %, а их размер варьировался от 2 до 187 мкм. Твердость полученного КМ оказалась на 25 % больше, чем у сплава матрицы Al—5%Zn—5%Ca. При этом предел текучести плакированного композиционного материала в 2 раза выше этого показателя у образцов сплавов матрицы и плакировки
