Исследование влияния малых добавок кальция на структуру и свойства литейных магниевых сплавов системы Mg-Al-Zn-Mn с целью повышения температуры возгорания тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.04, кандидат наук Плисецкая, Инга Викторовна

• Плисецкая, Инга Викторовна
• кандидат наук
• 2014

Оглавление диссертации кандидат наук Плисецкая, Инга Викторовна

ОГЛАВЛЕНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

Глава 1 Аналитический обзор литературы

1 Состояние вопроса и постановка задачи исследования

1.1 Магниевые сплавы системы Mg-Al-Zn

1.2 Структура магниевых сплавов системы Mg-Al-Zn

1.3 Свойства магниевых сплавов системы Mg-Al-Zn

1.4 Структура магниевых сплавов, содержащих кальций

1.5 Свойства магниевых сплавов, содержащих кальций

1.6 Плавка магниевых сплавов под флюсами

1.7 Бесфлюсовая плавка магниевых сплавов

1.8 Коррозионная стойкость магниевых сплавов

1.9 Недостатки магниевых сплавов

1.10 Области применения магниевых сплавов

1.11 Перспективы легирования магниевых сплавов кальцием

1.12 Выводы и постановка задачи исследования

Глава 2 Методики исследования

2.1 Объект исследования

2.2 Методика подготовки литейных форм

2.3 Методика проведения плавки

2.3.1 Плавка под флюсами

2.3.2 Бесфлюсовая плавка сплавов магния с кальцием

2.4 Методика приготовления лигатуры Mg-Ca

2.5 Методика проведения химического анализа сплава

2.6 Методика изготовления образцов для исследования микроструктуры

2.6.1 Методика определения размера микрозерна

2.7 Методика определения дисперсности макроструктуры магниевого сплава

2.8 Методика определения количества эвтектики в образцах

2.9 Методика проведения дифференциального термического анализа

2.10 Методика измерения температуры возгорания магниевого сплава с различным количеством кальция

2.11 Определение угара кальция в магнии при плавке в среде защитных газов

2.12 Методика анализа поверхностной плены

2.13 Термическая обработка образцов

2.14 Методика определения механических свойств

2.15 Проведение испытаний на жидкотекучесть

2.16 Моделирование процессов заливки и затвердевания с помощью программы РгоСаэ!

2.17 Методика проведения испытаний на коррозионную стойкость

2.18 Математическая обработка результатов исследований

Глава 3 Исследование влияния малых добавок кальция на ход кристаллизации и температуру возгорания сплавов системы Mg-Al-Zn-Mn

3.1 Изучение хода кристаллизации сплава системы М§-А1^п-Мп-Са

3.2 Дифференциальный термический анализ сплава МЛ5 и сплава типа МЛ5 с 0,2 % Са

3.3 Изучение влияния кальция на микроструктуру магниевых сплавов

3.4 Изучение процесса угара кальция из магниевого сплава

3.4.1 Изучение влияния кальция на размер макрозерна магниевых сплавов

3. 5 Определение температуры возгорания сплава

Выводы по главе 3:

Глава 4 Технологические свойства магниевых сплавов, содержащих кальций

4.1 Анализ влияния кальция на величину жидкотекучести магниевого сплава

4.2 Изучение влияния добавок кальция на жидкотекучесть магниевых сплавов с помощью моделирования в программе ProCast

4.3 Изучение влияние кальция на коррозионную стойкость магниевых сплавов

4.4 Исследование влияния кальция на механические свойства магниевых сплавов

Выводы по главе 4:

Глава 5 Опробование в производственных условиях

Выводы по главе

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННОЙ ЛИТЕРАТУРЫ 105 РАБОТЫ АВТОРА, В КОТОРЫХ ИЗЛОЖЕНЫ ОСНОВНЫЕ

ПОЛОЖЕНИЯ ДИССЕРТАЦИИ

ПРИЛОЖЕНИЕ А

ПРИЛОЖЕНИЕ Б

ПРИЛОЖЕНИЕ В

ПРИЛОЖЕНИЕ Г

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Исследование влияния малых добавок кальция на структуру и свойства литейных магниевых сплавов системы Mg-Al-Zn-Mn с целью повышения температуры возгорания»

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность работы

В последние годы к магниевым сплавам привлечено повышенное внимание [1]. Оно обусловлено резким расширением их производства и потребления, которое нашло отражение в увеличении производства первичного магния.

Резкий рост производства магния в 1990-е годы в первую очередь связан с увеличением использования магниевых сплавов в автомобильной промышленности [2]. Применение магниевых сплавов в авто- и приборостроении сдерживалось высокой стоимостью магния. Магниевые сплавы рассматривали в основном как материалы для летательных аппаратов и других конструкций, в которых снижение массы имеет важнейшее значение. В этих случаях высокую стоимость сплавов считали оправданной даже тогда, когда в их состав для повышения прочности вводили дефицитные элементы - церий, неодим, иттрий, торий, цирконий и серебро. Для широкого использования в других областях стоимость магниевых сплавов должна быть более низкой, чтобы оправдать их выбор. Поэтому применение дорогих легирующих элементов нецелесообразно. Технология производства магниевых сплавов для новых областей применения также должна обеспечивать достаточно низкую стоимость готовых изделий.

Также одним из направлений, по которому совершенствуются магниевые сплавы, является повышение температуры возгорания на воздухе. Одной из главных причин возникновения брака в магниевых сплавах является высокая склонность магния к окислению и возгоранию. Связана она, прежде всего, с недостаточными защитными свойствами оксидной плены, образующейся на поверхности расплава в процессе плавки и заливки металла. Недостаточная защищенность магния от контакта с кислородом воздуха создает значительные проблемы и при эксплуатации изделий, повышая их пожароопасность.

Использование разных добавок, улучшающих защитные свойства оксидной

плены, во многом позволяет решить проблему возгораемости магниевых сплавов

или, по крайней мере, увеличить температуру их возгорания. Один из эффектив-

5

ных элементов, который может повысить сопротивляемость магниевого расплава к окислению, кальций, который также может участвовать в эффективном измельчении зерна литого металла.

Цель работы

Повышение температуры возгорания литейных магниевых сплавов системы М§-А1-2п-Мп с помощью добавок кальция до 1%, исследование его влияния на структуру и свойства сплава и разработка рекомендаций по плавке и заливке кальцийсодержащих магниевых сплавов. Для достижения поставленной цели в диссертации решались следующие основные задачи:

1. Определение возможности повышения температуры возгорания сплавов типа МЛ5 (системы М§-А1-Еп-Мп) путем введения малых, до 1 %, добавок кальция1.

2. Исследование влияния малых добавок кальция на структуру, технологические и эксплуатационные свойства сплава МЛ5.

3. Исследование особенностей термической обработки сплавов типа МЛ5, содержащих кальций.

4. Разработка рекомендаций по технологии плавки и заливки литейных сплавов системы Mg-Al-Zn-Mn, содержащих кальций.

Научная новизна

1. Установлена зависимость температуры возгорания от содержания кальция в сплаве типа МЛ5.

2. Описан ход кристаллизации сплава МЛ5, содержащего добавки кальция, и его фазовый состав. Выявлено, что как при равновесной, так и при неравновесной кристаллизации кальций понижают температуру солидуса сплавов типа МЛ5.

3. Показано, что малые добавки (0,1-0,4) % Са измельчают структурные составляющие сплава в литом и отожженном состояниях, дальнейшее увеличение

1 Здесь и далее, если не указано иное, содержание элементов приведено в массовых %. Слова «массовый» опущены.

количества Са не ведет к значительному измельчению структуры. Установлена зависимость размера зерна сплава типа МЛ5 от содержания в нем кальция до 1 %.

4. Установлено положительное влияние добавок кальция до 0,5 % на коррозионную стойкость сплава типа МЛ5 и предложено объяснение этого явления, заключающееся в образовании плотной защитной поверхностной пленки и измельчении структуры сплава.

Практическая значимость

1. Разработан магниевый сплав системы ]У^-А1-2п-Мп-Са, стойкий к возгоранию на воздухе при повышенных температурах (более 590 °С) за счет более плотной поверхностной плены.

2. Разработаны рекомендации по плавке (флюсовой и бесфлюсовой), литью и последующей термообработке сплавов типа МЛ5, содержащих до 1 % кальция.

3. Выявлено положительное влияние добавок кальция на коррозионную стойкость отливок из сплавов типа МЛ5.

4. Выявлено негативное влияние кальция на механические свойства отливок из сплавов типа МЛ5 и предложены пути его минимизации.

Апробация работы

Основные материалы работы представлялись на международной конференции: "Прогрессивные литейные технологии", Москва, НИТУ "МИСиС" (октябрь 2011); на научных семинарах кафедры технологии литейных процессов НИТУ "МИСиС" (2011-2014 гг.), на выставке «Металл-Экспо» 2011 г., симпозиуме «Новые материалы, перспективные технологии металлургии» ФГУП «ВИАМ» апрель 2014 г. По результатам работы опубликовано 5 статей в журналах входящих в перечень ВАК, получен патент.

Достоверность научных результатов

Достоверность полученных результатов подтверждается использованием современных методик исследования (программа расчёта фазовых диаграмм Thermo-Cale, САПР SolidWorks, ProCast) и аттестованных измерительных установок и приборов (спектрометр фирмы Thermo Fisher Scientific модель ARL 4460, сканирующий микроскоп JEOL JSM-6480LV), а также статистическим анализом экспериментальных результатов. Текст диссертации и автореферат проверен на отсутствие плагиата с помощью программы "Антиплагиат" (http://antiplagiat.ru).

Глава 1

Аналитический обзор литературы

1 Состояние вопроса и постановка задачи исследования

1.1 Магниевые сплавы системы Mg-Al-Zn

Сплавы системы Mg-Al-Zn относятся к первой группе сплавов по ГОСТ 2856-79. К сплавам системы Mg-Al-Zn относятся литейные сплавы МЛ5, МЛ5пч, МЛ5он, МЛ4, МЛ6 и другие. Самый широко используемый литейный магниевый сплав системы Mg-Al-Zn - сплав МЛ5 (7,5-9,0 % А1, 0,2-0,8 %гп и 0,150,5 %Мп). Зарубежным аналогом сплава МЛ5 является сплав Аг91 (примерно 7,5-9,5 % А1, 0,13-1,5 % Ъъ и 0,15-0,8 % Мп).

Все сплавы первой группы, за исключением сплава МЛЗ, относятся к числу высокопрочных [3]. В сплавах системы Mg-Al-Zn основным упрочнителем является алюминий [4]. Растворимость алюминия в магнии при эвтектической температуре составляет 12,7 %, а при комнатной 1,5 %. Цинк влияет на повышение механических свойств в меньшей степени. Максимальная растворимость цинка в магнии при температуре солидуса составляет 8,4 % и уменьшается с понижением температуры. В литом состоянии наиболее высокие механические свойства имеет двойной сплав магния с содержанием 6 % алюминия [5]. Предел прочности и удлинение уменьшаются с увеличением содержания алюминия [6].

Сплавы первой группы предназначены для производства высоконагружен-ных отливок, работающих в тяжелых атмосферных условиях при большой влажности. В сплавы системы Mg - А1 - Zn для повышения коррозионной стойкости вводят 0,1-0,5 % Мп, а для снижения окисляемости до 0,001-0,002 %Ве или до 0,1 % Са. Кроме того, кальций повышает плотность отливок и улучшает способность сплавов к термообработке.

При изготовлении отливок простой конфигурации с повышенной герметичностью для работы при средних статических и динамических нагрузках исполь-

9

зуют сплав МЛЗ. Сплав МЛЗ, в отличие от сплавов МЛ5 и МЛ6, обладает наименьшим равновесным интервалом кристаллизации (55-60 °С), малой склонностью к образованию микропористости, большей линейной усадкой, повышенной склонностью к образованию усадочных трещин и низкой жидкотекучестыо.

Для работы при повышенных нагрузках используют сплав МЛ4; он имеет высокую коррозионную стойкость. Для литья в песчаные формы в основном используют сплав МЛ4.

Для нагруженных деталей, работающих в условиях ударного и вибрационного воздействия, применяют сплав МЛ5. Сплав МЛ5 имеет удовлетворительные литейные свойства, поэтому его используют для изготовления отливок всеми способами литья. Основным широко распространенным литейным магниевым сплавом является сплав МЛ5.

Из-за большого интервала кристаллизации (-160 °С) и повышенного содержания цинка сплав МЛ6 более склонен к микропористости, чем сплав МЛ5. Удовлетворительные литейные свойства сплава МЛ6 позволяют изготовлять из него отливки всеми способами литья. Отливки подвергают термической обработке по режиму Т4 (гомогенизация и закалка на воздухе), Т6 (гомогенизация, закалка на воздухе и старение) и Т61 (гомогенизация, закалка в воду и старение).

К числу контролируемых примесей, которые присутствуют в магниевых сплавах системы Мд-А1-2п, относятся кремний, железо, никель, медь, кальций, цирконий. Большинство из них являются вредными, ухудшающими свойства магниевых сплавов. Такие примеси, как никель, железо, медь, кремний, снижают коррозионную стойкость сплавов. Цирконий оказывает демодифицирующее действие и поэтому содержание его в сплавах ограничивается 0,002 % [7].

Литейные магниевые сплавы 1 группы, имея плотность 1810-1860 кг/м' и удельную прочность 12,5-16,5 кН, обеспечивают снижение массы авиационных конструкций на 25-30% по сравнению с алюминиевыми сплавами [8]. Использование магниевых сплавов позволяет уменьшить вес и значительно повысить жесткость конструкций. Относительная жесткость при изгибе двутавровых балок равного веса и одинаковой ширины для стали равна 1, для алюминия — 8,9, а для

10

магния — 18,9. Литейные магниевые сплавы по удельной прочности при комнатной температуре превосходят алюминиевые литейные сплавы, высокопрочные чугуны и некоторые марки сталей [9].

Магниевые сплавы, благодаря малой плотности, достаточной прочности и отличной обрабатываемости резанием все шире применяются в машиностроении и особенно в самолёто- и ракетостроении [10-11]. Благодаря способности воспринимать и погашать динамические нагрузки и вибрации сплавы магния используются при изготовлении изделий, подверженных сильным толчкам (колеса орудий, самолётов, поршни, шатуны и др.). Теплопроводность магния в 1,5, а электропроводимость - в 2 раза ниже, чем у алюминия. Примерно в 1,5 раза меньше, чем у алюминия, и его модуль нормальной упругости. Однако они близки по удельной жесткости. В зависимости от содержания примесей установлены следующие марки магния (ГОСТ 804-93): Мг96 (99,96 Мг95 (99,95 % Mg), Мг90 (99,90 % М§). Примеси железо, кремний, никель, медь понижают и без того низкие пластичность и коррозионную стойкость. Сплавы магния химически устойчивы в щелочах, минеральных маслах, фторсодержащих газовых средах.

1.2 Структура магниевых сплавов системы М§-А1-гп

Фазовый состав литейных сплавов системы М§-А1-2п можно проанализировать с помощью диаграммы состояния, представленной на рис. 1 [7].

В результате неравновесной кристаллизации структура сплава МЛ5 состоит из двух структурных составляющих: первичных кристаллов (Mg) и неравновесной двойной эвтектики (Mg)+Mgl7All2, которая в результате вырождения представлена выделениями фазы Mgl7All2 (точнее (Mg,Zn)l7(Al,Zn)l2) [12]. Этот интерметал-лид хорошо заметен в оптическом микроскопе на светлом фоне магниевого твердого раствора в виде четко очерченных светлых включений по границам дендритных ячеек [13-14].

При увеличении содержания цинка в сплаве (при отношении цинка к алюминию более 1 : 3) может появиться тройная фаза Mg32(Al,Zn)49, имеющая широ-

11

кую область растворимости [15]. Эта фаза может быть обнаружена в структуре сплавов МЛ4 и МЛ4пч.

по С—I rv t 14 ,1 IW uir*tt I SY-—I УI I IVI I J \ I тг ~ т i \ fl

/00 00 JO 70 00 JO 40 JO SO /0 *

% (OecJ

Рисунок 1 - Диаграмма состояния системы Mg-Al-Zn при температуре 25°С

По границам зерен присутствует марганец в виде мелких частиц голубоватого цвета (в оптическом микроскопе).

1.3 Свойства магниевых сплавов системы М§-А1-гп

Некоторые свойства магниевых сплавов системы Ме-А1-2п уже были рассмотрены ранее. На рис. 2 и 3 показаны механические свойства сплавов системы в области, богатой магнием. Сплавы системы Мё-А1-2п могут упрочняться после термической обработки - закалки и закалки + старение [16]. Практически наибольший эффект от закалки наблюдается у сплавов, содержащих более 7 % суммы алюминия и цинка. Цинк в количестве до 5,5 % способствует повышению

механических свойств, но ухудшает литейные свойства магниевых сплавов, повышает коррозионную стойкость [17].

а - Со,ь МПа; б - ав, МПа; в - 8, % Рисунок 2 - Влияние состава на механические свойства сплавов системы

в литом состоянии [18].

а - о0.ь МПа; б - ав, МПа; в - б,% Рисунок 3 - Влияние состава и термической обработки на механические свойства сплавов системы М§-А1-2п в закаленном состоянии [18].

Предел текучести при легировании цинком повышается, особенно после полной термической обработки. В сплавы системы Mg-Al-Zn для повышения коррозионной стойкости вводят марганец в количествах от 0,1 до 0,5 %. Для снижения окисляемости в сплавы этой системы (а также в сплавы системы Mg-Zn-Zr) можно вводить бериллий [19]. Положительное действие на снижение окисляемости магния и его сплавов отмечается уже при содержании 0,0003— 0,0005 % бериллия. Однако большие количества бериллия способствуют укруп-

13

нению зерен твердого раствора, что снижает механические свойства сплавов. Поэтому в промышленных сплавах содержание его ограничивается: для сплавов системы - до 0,002 % при литье в песчаные формы и кокиль, а при литье под давлением до 0,01 %; для сплавов, легированных цирконием, - до 0,001 % [20].

1.4 Структура магниевых сплавов, содержащих кальций

Система Ме-А1-Са

В богатой магнием части диаграммы А^-А1-Са установлено наличие квазибинарного сечения а-А12Са с эвтектической точкой приблизительно при 15 % алюминия и 11 % кальция [21]. В треугольнике аме-А12Са-Са найдена тройная эвтектическая точка состава: 8-10 % алюминия, 16-20 % кальция, остальное магний [22].

Область тройного твердого раствора с понижением температуры резко уменьшается. Кальций заметно снижает растворимость алюминия в твердом магнии, особенно по сечению а-А12Са. Соединение А12Са имеет кубическую структуру типа М^>Си2 (С 15) с параметром а = 8,038 А и обладает очень узкой областью однородности [23].

На рис. 4 приведен общий вид магниевого угла системы и изотермические сечения при различных температурах, построенные с помощью микроскопического метода и рентгеновского фазового анализа. К области твердого раствора на основе магния - а примыкают две трехфазные области :а+А 12Са+М§2Са и а+А12Са+М§17А112 [24].

Добавки алюминия и кальция снижают температуру ликвидуса. Утверждается [25], что кристаллизация заканчивается с формированием эвтектических соединений С14 (М^2Са), С36 ((Г^,А1)2Са) и А12 ((3-Мд17А112) в порядке повышения содержания алюминия. Эвтектическое превращение Ь—»а + С36 происходит при температуре 807 К, а также с понижением температуры наблюдается два тройных

инвариантных превращения L—>а + С14 + С36 (787 К) и L + С36—>а + А12 (725 К).

Рисунок 4 - Магниевый угол системы Mg-Al-Ca. Изотермические сечения при температурах 290 °С (а) и 450 °С (б) [26]

Также в [27] говорится, что была изучена стабильность интерметаллидной фазы С36 сплава Mg - 5Al - ЗСа в литом состоянии (литье под давлением) во время отжига при 573 К. Фаза С36 преобразовалась в фазу С15 (А12Са) с помощью механизма сдвига. Имеется информация о том, что интерметаллиды С14, С36 и Al2 в эвтектических структурах образуются при кристаллизации в порядке возрастания содержания алюминия.

Система Mg-Ca-Zn

Диаграмма состояния системы магний-кальций-цинк представлена на рис. 5.

Сплавы, богатые магнием, кроме соединений Mg5Ca2Zns , по обе стороны линии Mg-Mg5Ca-Mg5Ca2Zn5 имеется тройная эвтектика при 400°С состава: 55 % Mg; 16 % Са и 28 % Zn. В этой же точке сплав при остывании распадается на Mg, Mg2Ca и Mg5Ca2Zn5. В треугольнике Mg-Mg5Ca2Zn5-MgZn2npoHCxoflHT перитекти-ческая реакция при температуре 420 °С. Тройная перитектика соответствует составу: 25 % Mg; 3 % Са и 72 % Zn. В точке Е2 при температуре 330 °С происходит тройная перитектическая реакция. Состав тройной эвтектики соответствует 38,5 % Mg; 2 % Са и 59,5 % Zn [28].

Рисунок 5 - Диаграмма состояния системы Mg-Ca-Zn [7]

В [29] были рассмотрены жаропрочные магниевые сплавы с повышенной прочностью. Повышенная прочность может быть получена путем производства сплавов с микроструктурой, содержащей равномерные дисперсные термостабильные интерметаллические частицы и, такая микроструктура может быть получена путем обработки, такой как быстрое затвердевание [30]. Быстрое затвердевание может играть важную роль из-за его преимуществ, таких как однородность измельченной микроструктуры, повышенная растворимость в твердом состоянии и формирование неравновесных фаз. В работе [31] образцы из сплавов на основе системы М§-2п-Са были быстро охлаждены методом непрерывного литья между двух валков. Результаты показали, что при быстром затвердевании размер дендритной ячейки составляет от 1 до 5 мкм. Микроструктура сплава состава Mg -6 Ъп - 5 Са после отжига (200 °С в течение 1 часа) в основном состоит из фаз а-Mg2Ca, Ca2MgбZnз и небольшого количества Mg51Zn2o, MgZn2 и Mg2Znз [32]. Микротвердость увеличивается с повышением содержания кальция и упрочнение происходит после старения при 200 °С, вероятно, из-за упрочнения мелкодисперсными частицами Mg2Ca и Ca2MgбZnз [33]. Некоторые фазы, выделившиеся по границам зерен, в сплаве Mg - б Хп - 5 Са, могут быть полезны для улучшения термической стабильности сплава [34].

1.5 Свойства магниевых сплавов, содержащих кальций

В работе [35] кальций был добавлен в чистый магний и в магниевый сплав с составом, схожим с составом сплава А291, для изучения его влияния на воспламенение, и было установлено, что добавка 3 % кальция может привести к повышению точки температуры воспламенения на 250 °С. Однако, повышение температуры возгорания ограничено и было достигнуто за счет снижения механических свойств. Проведенный анализ диаграмм состояния двойной системы кальция с магнием (рис. 6) показал, что при взаимодействии указанных компонентов могут образовываться новые фазы, находящиеся в равновесии с твердым раствором [36]. Эти фазы имеют температуры плавления выше, чем температура плавления фазы М^1уА1 [2 (460 °С), находящейся в равновесии с твердым раствором в двойной системе - А1, и могут способствовать повышению жаропрочности сплава.

Weight Percent Calcium

Рисунок 6 - Диаграмма состояния магний-кальций [37]

Влияние кальция на окисляемость системы М§ - А1 на воздухе характеризуют кривые изменения массы образцов, представленные на рис. 7.

Ал», г/м2 16

12

8

4

О

Рисунок 7 - Изменение массы образцов сплава 7 % А1 с различным содержанием кальция в зависимости от продолжительности отжига при

460 °С [38]

Видно, что увеличение массы образцов, не содержащих кальций, с увеличением продолжительности отжига при 460 °С происходит по параболическому закону. При этом скорость окисления образцов при введении кальция уменьшается и тем в большей степени, чем выше его содержание.

В [39] представлены результаты исследования эффекта влияния добавок в количестве 0,5, 1,2 и 2,0 % Са на микроструктуру, термостойкость, и механические свойства литого сплава АМ60 системы - 6 А1 - 0,3 Мп. Добавление 0,5 % Са не приводит к образованию новых фаз, но подавляет выделение фазы (3-М§17А112, так как кальций растворяется в обеих вторичных фазах и магниевой матрице [40]. В материалах содержалось повышенное количество кальция, однако, в структуре появились фаза А12Са с пластинчатой морфологией и объемная доля М§17А1[2 уменьшилась. В этой же статье утверждается, что было установлено, что Са обычно измельчает микроструктуру и повышает тепловую устойчивость сплава. Это было доказано сохранением начальной мелкой дендритной

микроструктуры, твердости, и конечной прочности на сдвиг (КПС) кальцийсо-

18

держащих материалов после длительного отжига при 673 К. Наблюдаемое улучшение, как полагают, вызвано упрочнением твёрдого раствора Са в магниевой матрице, и эффектом упрочнения термически стабильных частиц фазы А12Са, которые образуются, как взаимосвязанный каркас.

G. Сао и S. Кои [41] рассмотрели результаты по термостойкости и горячелом-кости сплава системы Mg - А1 после добавления Са. Они выяснили, что, в зависимости от массового соотношения Са и А1, атомы кальция образуют новые фазы, которые понижают горячеломкость сплавов. Они предположили, что при соотношении Са/А1 менее 0,8 единственной фазой, которая будет сформирована, является фаза АЬСа. Большие добавки Са привели бы к образованию в микроструктуре таких фаз, как Mg2Ca и А12Са. Другое исследование по микроструктуре и ползучести, проведенное Koray Ozturk и другими [42-43] при литье под давлением сплавов систем Mg - 5 А1 - 2 Са и Mg - 5 А1 - 3 Са, показало, что вторичные фазы (Mg, А1)2Са могут быть сформированы и при соотношении Са/А1 ниже 0,8.

В статьях [27, 44-47] говорится, что исследования пути кристаллизации в сплавах тройной системы Mg - А1 - Са показывают, что в большинстве из имеющихся на рынке сплавов систем Mg - А1 - Са, образуется вторичная фаза (Mg, А1)2Са со структурой С36. Дальнейшие исследования показали, что эта фаза, после длительного воздействия повышенных температур, превратится в фазуА12Са со структурой С15. Исследование термодинамики и экспериментальные результаты показали, что фаза АЬСа со структурой С15 стабильна в равновесном состоянии. Однако при высокой скорости охлаждения расплава возможно образование фазы (Mg,Al)2Ca со структурой С36. L.Han и другие отметили, что при содержании кальция более 1,5% в сплаве происходит замещение фазы MgnAlji кальций-содержащими фазами (Mg,Al)2Ca, Mg2Ca или А12Са [48]. Более поздние исследования Терада и других [49-50] по ползучести сплава АМ50 с добавками Са показали, что высокая температура плавления и высокая температура эвтектической точки вместе с полукогерентной границей раздела вторичных фаз с зернами a-Mg в этих кальцийсодержащих магний-алюминиевых сплавах являются основными

причинами для расширения их термической стабильности и сопротивлению ползучести [51-52].

1.6 Плавка магниевых сплавов под флюсами

Для предотвращения интенсивного взаимодействия с печными газами плавку магниевых сплавов ведут под флюсами или в среде защитных газов [53]. При плавке большей части магниевых сплавов применяют флюсы, основой которых является карналлит. Покровные флюсы для сплавов с редкоземельными элементами не должны содержать хлористый магний, так как он взаимодействует с РЗМ с образованием хлоридов, увеличивая их потери до 20%.

Методы ведения плавки в открытых печах, в инертной атмосфере или вакууме обусловлены взаимодействием сплава с газами (02, Н2, N2) [54]. Высокая химическая активность магния, способность загораться при нагревании, химически взаимодействовать с большинством веществ и их соединений, а также высокая упругость паров и их способность сублимировать, препятствующая плавлению в вакууме, создают серьезные трудности при разработке технологии плавки магниевых сплавов.

В результате ранее проведенных широких исследований физико-химических процессов в системах М§-02, М§-М2, М§-Н2, Mg-S02, Mg-F2 и других было установлено, что взаимодействие магния с большинством газов (исключение составляет водород) протекает на поверхности раздела металл-газ с образованием на поверхности пленок окислов, нитридов и других соединений, которые не могут защитить металл от окисления при высоких температурах [55].

В настоящие время плавка магниевых сплавов в фасонно-литейных цехах проводится под защитой покровных флюсов, состоящих из сплава хлористых и фтористых солей щелочных и щелочноземельных металлов (№2, ВИ2, ФЛ5-3 и ДР-) [56].

Флюсы надежно защищают металл от загорания, однако в результате термической диссоциации составляющих флюса и протекающих реакций с кислоро-

20

дом и влагой воздуха образуются и выделяются в атмосферу цеха хлор, фтор, хлористый и фтористый водород. Кроме того, уже незначительные отклонения от режимов плавки приводят к попаданию частиц флюса в отливки. Это вызывает интенсивную коррозию и выводит дорогостоящие изделия в брак. Поэтому в настоящие время у нас и за рубежом обращаются к вопросу бесфлюсовой плавки.

Рафинирование под флюсами проводят путем интенсивного замешивания флюса в расплав в течение 5-6 минут при температуре 700-720 °С. Расплавленный флюс обволакивает нежелательные примеси, содержащиеся в металле, и при последующей выдержке металла осаждает их на дно тигля. Рафинирование считается законченным, когда поверхность металла приобретает блестящий зеркальный вид. После этого наносят свежий флюс и выдерживают под ним металл в течение 10-15 минут при 750-800 °С. Затем снижают температуру до 700 °С и выдают металл из печи. Также рафинирование магниевых сплавов проводят гелием марки Хили Б (ТУ 51-940-80) либо осушенным аргоном [57] высокой чистоты (ГОСТ 10157-79) путем продувки расплава при 720-740 °С или фильтрацию через сетчатые и зернистые фильтры. Зернистые фильтровальные материалы (магнезит, графит, кокс в смеси с другими веществами) обеспечивают наиболее полную очистку расплава. Стальные сетчатые фильтры снижают загрязненность приблизительно в пять раз.

Модифицирование проводят для измельчения зерна и повышения механических свойств магниевых сплавов. Сплавы, содержащие алюминий, модифицируют одним из трех способов: 1) перегревом расплава в стальном тигле до 900 °С и выдержкой при этой температуре в течение 15-20 минут. Во время выдержки расплав магния растворяет в себе небольшое количество железа из стального тигля. При последующем быстром охлаждении до 700 °С в расплаве образуются мелкодисперсные частицы, являющиеся центрами кристаллизации для твердого раствора алюминия в магнии; 2) введением углеродсодержащих добавок в расплав. При 720-750 °С модификаторы разлагаются с выделением углекислого газа, углерод которого восстанавливается магнием. Вступая в реакцию с алюминием,

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Плисецкая, Инга Викторовна, 2014 год

БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

1. Рохлин Л.Л. Актуальные проблемы в области применения магниевых сплавов // Цветные металлы. 2006. №5. С. 62-66.

2. Рохлин Л.Л. Будущее магния и магниевых сплавов // Технология легких сплавов. 2004. №3. С. 55-60.

3. Галдин Н.М. Цветное литье. Москва : Машиностроение, 1989. С. 528 с.

4. Young Min Kim, Chang Dong Yim, Bong Sun You. Grain refining mechanism in Mg-Al base alloys with carbon addition. Scripta Materialia. 2007. №57, C. 691-694.

5. Peng Cao, Ma Qian, David H. StJohn. Native grain refinement of magnesium alloys. Scripta Materialia. 2005. №53. C. 841-844.

6. Курдюмов A.B., Пикунов M.B., Чурсин B.M., Бибиков Е.Л.. Производство отливок из сплавов цветных металлов. Москва : б.н., 1996. С. 201-236.

7. Портной К.И., Лебедев А.А. Магниевые сплавы. Справочник. Москва : Металлургиздат, 1952.

8. Альтман М.Б., Белов А.Ф., Добаткин В.И., Дриц М.Е., Квасов Ф.И., Туманов А.Т. Магниевые сплавы. Справочник. Часть 1. Москва: Металлургия, 1978. С. 68-87.

9. Гл. ред. Туманов А.Т.,. Энциклопедия современной техники. Конструкционные материалы. Москва: Советская энциклопедия, 1964. С. 101133. Т. 2.

10. W. A. Monteiro, S. J. Buso, L. V. da Silva. Application of Magnesium Alloys in Transport. Magnesium alloys. C. 1-14.

11. Watarai, Hisao. Trend of research and development for magnesium alloys -reducing the weight of structural materials in motor vehicles. Science&Technology trends. 2006. №18. C. 84-97.

12. J. Cai, G.C. Ma, Z. Liu, H.F. Zhang, Z.Q. Hu. Influence of rapid solidification on the microstructure of AZ91HP alloy. Journal of Alloys and Compounds. 2006. №422. C. 92-96.

13. J.F.Nie. Preface to viewpoint set on: phase transformations and deformation

in magnesium alloys. Scripta Materialia. 2003. №48, C. 981-984.

105

14. Jing Zhang, Z.X.Guo, Fusheng Pan, Zhongsheng Li, Xiaodong Luo. Effect of composition on the microstructure and mechanical properties of Mg-Zn-Al alloys. Materials Science and Engineering A. 2007. №456. C. 43-51.

15. Nie, Jian-Feng. Precipitation and hardening in magnesium alloys. Metallurgical and materials transactions A. 2012. №43A, C. 3891-3939.

16. C.H Caceresa, C.J Davidson, J.R Griffiths, C.L Newtona. Effects of solidification rate and ageing on the microstructure and mechanical properties of AZ91 alloy. Materials Science and Engineering: A. 2002. №325, C. 344-355.

17. Титов Н.Д., Степанов Ю.А. Технология литейного производства, б.м.: Машиностроение, 1985. С. 332-337.

18. I.A. Yakubtsov, B.J. Diak, С.А. Sager, В. Bhattacharya, W.D. MacDonald, M. Niewczas. Effects of heat treatment on microstructure and tensile deformation of Mg AZ80 alloy at room temperature. Materials Science and Engineering A. 2008. №496. C. 247-255.

19. Z. Xiaoqin, W. Qudong, L.Yizhen, Z.Yanping, D. Wenjiang, Z. Yunhu. Influence of beryllium and rare earth additions on ignition-proof magnesium alloys. Journal of materials processing technology. 2001. №112, C. 17-23.

20. Horst E. Friedrich, Barry L. Mordike/Mihriban Pekguleryuz. Magnesium Technology/Melting, Alloying and Refining/Zirconium-Free Alloys. 2006. C. 109-143. ISBN 978-3-540-20599-9.

21. M.E., Дриц. Магниевые сплавы для работы при повышенных температурах. Москва : Наука, 1964. С. 231.

22. V. G. Tkachenko, V. G. Khoruzhaya, К. A. Meleshevich, М. V. Karpets, and V. V. Frizel. Phase equilibria in the mg-al-ca system (region 50-100 mass% Mg). Powder Metallurgy and Metal Ceramics. 2003. №42, C. 268-273.

23. Рохлин JI.JT., Никитина Н.И., Волченкова В.А. Исследование богатых магнием сплавов Mg-A12Ca. Металлы. 2006. №2. С. 104-108.

24. М. Aljarraha, М. Medraj, X.Wang, Е. Essadiqi, A. Muntasar, G.Denes. Experimental investigation of the MgAICa system. Journal of Alloys and Compounds. 2007. №436, C. 131-141.

25. Н. Сао, С. Zhang, J. Zhu, G. Cao, S. Kou, R. Schmid-Fetzer, Y. A. Chang. A computational/directional solidification method to establish saddle points on the Mg-Al-Ca liquidus. Scripta Materialia. 2008. №58. C. 397-400.

26. Н.Х.Абрикосова, под ред. Диаграммы состояния систем на основе алюминия и магния. Москва : Наука, 1977. С. 141-142.

27. A. Suzuki, N.D. Saddock, J.W. Jones, T.M. Pollock. Solidification paths and eutectic intermetallic phases in Mg-Al-Ca ternary alloys. Acta Materialia. 2005. №53. C. 2823-2834.

28. M. Mezbahul-Islam, Y.N. Zhang, C. Shekhar, M. Medraj. Critical assessment and thermodynamic modeling of the binary Mg-Zn, Ca-Zn and ternary Mg-Ca-Zn systems. Intermetallics. 2009. №17. C. 847-864.

29. A. LUO, M. O. PEKGULERYUZ. Review Cast magnesium alloys for elevated temperature applications. Journal of materials science. 1994. №29. C. 52595271.

30. H.R. Bakhsheshi-Rad, M.R. Abdul-Kadir, M.H. Idris, S. Farahany. Relationship between the corrosion behavior and the thermal characteristics and microstructure of Mg-0.5Ca-xZn alloys. Corrosion Science. 2012. №64. C. 184-197.

31. ZHOU Tao, CHEN Ding, CHEN Zhen-hua. Microstructures and properties of rapidly solidified Mg-Zn-Ca alloys. Trans. Nonferrous Met. Soc. China. 2008. №18. C. 101-106.

32. S. Farahan, H. R. Bakhsheshi-Rad, M. H. Idris, M. R. A. Kadir, A. F. Lotfabadi, A. Ourdjini. In-situ thermal analysis and macroscopical characterization of Mg-xCa and Mg-0.5Ca-xZn alloy systems. Thermochimica Acta. 2012. №527. С. 180189.

33. M. Bamberger, G. Dehm. Trends in the Development of New Mg Alloys. Annual Review of Materials Research. 2008. №38. C. 505-535.

34. J.C. Oh, T. Ohkubo, T. Mukai, К. Hono. ТЕМ and 3DAP characterization of an age-hardened Mg-Ca-Zn alloy. Scripta Materialia. 2005. №53. C. 675-679.

35. M. Sakamoto, S. Akiyama. Suppression of ignition and burning of molten Mg alloys by Ca bearing stable oxide film. Journal of materials science letters. 1997. №16. C. 1048-1050.

36. Рохлин JI.JI., Добаткина T.B., Никитина Н.И., Тарытина И.Е.. Магниевые сплавы, легированные кальцием. МИТоМ. 2009. №4. С. 14-19.

37. Nayeb-Hashemi А.А., J.B.Clark. The Ca-Mg (Calcium-Magnesium) system. Bulletin of alloy phase diagfams. 1987. №8(1). C. 58-59.

38. Рохлин JI.JI., Никитина Н.И. Влияние кальция на свойства сплавов системы Mg-Al. МИТоМ. 2003. №5. С. 13-17.

39. B.Kondori, R.Mahmudi. Effect of Ca additions on the microstructure, thermal stability and mechanical properties of a cast AM60 magnesium alloy. Materials science and Engineering A. 2010 г., 527, С. 2014-2021.

40. Behavior of Mg-Al-Ca alloy during solution heat treatment at 415°C. Manping Liu, Qudong Wang, Zili Liu, Guangyin Yuan, Guohua Wu,Yanping Zhu, Wenjiang Ding. Journal of materials science letters. 2002. №21. C. 1281-1283.

41. G. CAO, S. KOU. Hot Tearing of Ternary Mg-Al-Ca Alloy Castings. Metallurgical And Materials Transactions A. 2006. №37A. C. 3647-3663.

42. Koray Ozturk, Yu Zhong, Alan A. Luo, and Zi-Kui Liu. Creep Resistant Mg-Al-Ca Alloys: Computational Thermodynamics and Experimental Investigation. The journal of the Minerals, Metals & Materials Society. 2003. №55(11) C. 40-44.

43. Alan A. Luo, Bob R. Powell, Anil K. Sachdev. Computational phase equilibria and experimental investigation of magnesiume-aluminume-calcium alloys. Intermetallics. 2012. №24. C. 22-29.

44. Yu Zhong, Jing Liu, Ron A. Witt, Yong-ho Sohn, Zi-Kui Liu. A12(Mg,Ca) phases in Mg-Al-Ca ternary system: First-principles prediction and experimental identification. Scripta Materialia. 2006. Vol.55. C. 573-576.

45. Jeoung Han Kim, Na Eun Kang, Chang Dong Yim, Byoung Kee Kim. Effect of calcium content on the microstructural evolution and mechanical properties of wrought Mg-3Al-lZn alloy. Materials Science and Engineering A. 2009. №525. C. 1829.

46. Lihong Han, Henry Hu, Derek O. Northwood, Naiyi Li. Microstructure and nano-scale mechanical behavior of Mg-Al and Mg-Al-Ca alloys. Materials Science and Engineering A. 2008. №473, C. 16-27.

47. S.W. Xu, N. Matsumoto, K. Yamamoto, S. Kamado, T. Honma, Y. Kojima. High temperature tensile properties of as-cast Mg-Al-Ca alloys. Materials Science and Engineering A. 2009. №509. C. 105-110.

48. L.Han, H. Hu, D.O. Northwood. Effect of Ca additions on microstructure and microhardness of an as-cast Mg-5 wt.% A1 alloy. Materials Letters. 2008. №62. C. 381384.

49. Yoshihiro Terada, Naoya Ishimatsu, Yukako Mori, Tatsuo Sato. Eutectic Phase Investigation in a Ca-added AM50 Magnesium Alloy Produced by Die Casting. Materials Transactions. 46,2005. №2. C. 145-147.

50. Yoshihiro Terada, Daigo Itoh, Tatsuo Sato. Creep rupture properties of die-cast Mg-Al-Ca alloys. Materials Chemistry and Physics. 2009. №113. C. 503-506.

51. Luo A.A., Balogh M.P., Powell B.R. Creep and microstructure of magnesium-aluminium-calcium based alloys. Metallurgical and materials transactions A. 2002. №33A. C. 567-574.

52. Sklenicka V., Pahutova M., Kucharova K., Svoboda M., Langdon T.G. Creep processes in magnesium alloys and their composites. Metallurgical and materials transactions A. 2002. №33A. C. 883-889.

53. А.М.Михайлова, Под общ. редакцией д.т.н. проф. Литейное производство: Учебник для металлургических специальностей вузов. - 2-е изд. Москва : Машиностроение, 1987. С. 211-214.

54. Напалков В.И., Махов С.В. Легирование и модифицирование алюминия и магния. Москва : МИСиС, 2002. С. 80-81.

55. Шаров М.В., Александрова Ю.П. Магниевые сплавы/Газовые защитные среды для плавки магниевых сплавов. Москва : Наука, 1978. С. 152-158.

56. Белоусов Н.Н. Плавка и разливка сплавов цветных металлов. Москва : Машгиз, 1961. С. 65-79.

57. WU Guo-hua, DAI Ji-chun, SUN Ming, DING Wen-jiang. Non-flux purification behavior of AZ91 magnesium alloy. Trans. Nonferrous Met. Soc. China. 2010. №20. C. 2037-2045.

58. Luo, Alan A. Magnesium casting technology for structural applications. Journal of Magnesium and Alloys. 2013 г., 1, С. 2-22.

59. Бобрышев Б.JI., Моисеев B.C., Конторович И.В. Защита магниевых сплавов от окисления при заполнении литейных форм. Технология легких сплавов. 2010. №4. С. 49-53.

60. Wang Xian-fei, Xiong Shou-mei. Protection behavior of S02-containing cover gases to molten magnesium alloy. Trans. Nonferrous Met. Soc. China. 2011 г., 21, С. 807-813.

61. Edited by Frank Czerwinski/Teng-Shih, SHIH, Jyun-Bo LIU and Pai-Sheng WEI. Magnesium Alloys - Corrosion and Surface Treatments/Thermally-Formed Oxide on Magnesium and Magnesium Alloys, б.м. : InTech, 2011. C. 1-15.

62. A. Pardo, M.C. Merino, A.E. Coy, R. Arrabal, F. Viejo, E. Matykina. Corrosion behaviour of magnesium/aluminium alloys in 3.5 wt.% NaCl. Corrosion Science. 2008 г., 50, С. 823-834.

63. ZENG Rong-chang, ZHANG Jin, HUANG Wei-jiu, W. DIETZEL, K. U. KAINER, C. BLAWERT, KE Wei. Review of studies on corrosion of magnesium alloys. Trans. Nonferrous Met. SOC. China. 2006 г., 16, С. 763-771.

64. X.N. Gu, N.Li, W.R. Zhou, Y.F. Zheng, X. Zhao, Q.Z. Cai, Liquan Ruan. Corrosion resistance and surface biocompatibility of a microarc oxidation coating on a Mg-Ca alloy. Acta Biomaterialia. 23 november 2010 г., С. 1-10.

65. Guo, Kelvii Wei. A Review of Magnesium/Magnesium Alloys Corrosion and its Protection. Recent Patents on Corrosion Science. 2010 г., 2, стр. 13-21.

66. CHENG Ying-liang, QIN Ting-wei, WANG Hui-min, ZHANG Zhao. Comparison of corrosion behaviors of AZ31, AZ91, AM60 and ZK60 magnesium alloys. Transactions of nonferrous metals society of China. 2009 г., 19, стр. 517-524.

67. Soon Gi Lee, Arun M. Gokhale. Formation of gas induced shrinkage porosity

in Mg-alloy high-pressure die-castings. Scripta Materialia. 2006 г., 55, стр. 387-390.

ПО

68. Bilal Mansoor, Sibasish Mukherjee, Amit Ghosh. Microstructure and porosity in thixomolded Mg alloys and minimizing adverse effects on formability. Materials Science and Engineering A. 2009 г., 512, стр. 10-18.

69. Czerwinski, F. The oxidation behaviour of an AZ91D magnesium alloy at high temperatures. Acta Materialia. 2002 г., 50, стр. 2639-2654.

70. W. Li, H. Zhou, W. Zhou, W.P. Li, M.X. Wang. Effect of cooling rate on ignition point of AZ91D-0.98 wt.%Ce magnesium alloy. Materials Letters. 2007 г., 61, стр. 2772-2774.

71. Hassan Jafari, Mohd Hasbullah Idris, Ali Ourdjini. High temperature oxidation of AZ91D magnesium alloy granule during in-situ melting. Corrosion Science. 2011 г., 53, стр. 655-663.

72. J.F. Fan, Ch.L. Yang, G.Han, S. Fang, W.D. Yang, B.S. Xu. Oxidation behavior of ignition-proof magnesium alloys with rare earth addition. Journal of Alloys and Compounds. 2011 г., 509, стр. 2137-2142.

73. Young Min Kim, Chang Dong Yim, Ha Sik Kim, Bong Sun You. Key factor influencing the ignition resistance of magnesium alloys at elevated temperatures. Scripta Materialia. 2011 г., 65, стр. 958-961.

74. Hossein Bayani, Ehsan Saebnoori. Effect of rare earth elements addition on thermal fatigue behaviors of AZ91 magnesium alloy. JOURNAL OF RARE EARTHS. 2009 г., Т. 2, 27, стр. 255-258.

75. Т. Rzychon, A. Kielbus. Effect of rare earth elements on the microstructure of Mg-Al alloys. Journal of Achievements in Materials and Manufacturing Engineering. 2006 г., 17, стр. 149-152.

76. LP. Moreno, Т.К. Nandy, J.W. Jones, J.E. Allison, T.M. Pollock. Microstructural stability and creep of rare-earth containing magnesium alloys. Scripta Materialia. 2003 г., 48, стр. 1029-1034.

77. Крейцер A.A. Будущее в литье под давлением - за магниевыми сплавами. Металлообработка. 2007. №2. С. 6-10.

78. Jae Joong Kim, Do Suck Han. Recent Development and Applications of Magnesium Alloys in the Hyundai and Kia Motors Corporation. Materials Transactions. 2008 г., Т. 49, 5, стр. 894-897.

79. B.L. Mordike, Т. Ebert. Magnesium, Properties — applications — potential. Materials Science and Engineering A. 2001 г., 302, стр. 37-45.

80. H. Friedrich, S. Schumann. Research for a "new age of magnesium" in the automotive industry. Journal of materials processing technology. 2001 г., 117, стр. 276281.

81. Kulekci, Mustafa Kemal. Magnesium and its alloys applications in automotive industry. The International Journal of Advanced Manufacturing Technology. 2008 г., 39, стр. 851-865.

82. Luo, Alan A. Magnesium: Current and Potential Automotive Applications. The Journal of The Minerals, Metals & Materials Society. 2002 г., стр. 42-48.

83. A.C., Полмеар. Легкие сплавы от традиционных до нанокристаллов. Москва : Просвещение, 2009. стр. 264-327.

84. Czerwinski, Frank. Factors affecting the oxidation nature of magnesium alloys. The Journal of The Minerals, Metals & Materials Society/JOM. 2004 г., 56, стр. 29-31.

85. N.V. Ravi Kumar, J.J. Blandin, M.Suery, E. Grosjean. Effect of alloying elements on the ignition resistance of magnesium alloys. Scripta Materialia. 2003 г., 49, стр. 225-230.

86. Teng-Shih Shih, Jing-Hwe Wang, Kow-Zong Chong. Combustion of magnesium alloys in air. Materials Chemistry and Physics. 2004 г., 85, стр. 302-309.

87. B.-S. You, W.-W. Park and I.-S. Chung. The effect of calcium additions on the oxidation behavior in magnesium alloys. Scripta mater. 2000 г., 42, стр. 1089-1094.

88. FAN Jianfeng, YANG Changlin, XU Bingshe. Effect of Ca and Y additions on oxidation behavior of magnesium alloys at high temperatures. JOURNAL OF RARE EARTHS. 2012 г., 30, стр. 497-502.

89. CHENG Su-ling, YANG Gen-cang, FAN Jian-feng, LI You-jie, ZHOU Yao-he. Effect of Ca and Y additions on oxidation behavior of AZ91 alloy at elevated temperatures. Trans. Nonferrous Met. Soc. China. 2009 г., 19, стр. 299-304.

90. J. CHO, R. KIM, K.-W. LEE, CH. SON. Low-voltage characteristics of MgO-CaO films as s protective layer for AC plasma display panels by e-beam vaporation. Journal of materials science. 1999. №34. C. 5055-5059.

91. Салтыков С. А.,. Стереометрическая металлография. Москва: Металлургия, 1970.

92. Колтыгин А.В., Плисецкая И.В. О поведении кальция в литейных магниевых сплавах системы Mg-Al-Zn-Mn. Литейное производство. 2010 г., 8, стр. 2-6.

93. Чухров М.В.,. Модифицирование магниевых сплавов. Москва: Металлургия, 1972. стр. 16-17.

94. Колтыгин А.В., Плисецкая И.В. Перспективы развития магниевых литейных сплавов, связанные с применением кальция в качестве легирующей добавки. Литейщик России. 2012 г., 1, стр. 38-41.

95. Jinhui Cho, Rakhwan Kim, Kyoung-Woo Lee. Low-voltage characteristics of MgO-CaO films as a protective layer for AC plasma displey panels by e-beame vaporation. Journal of materials science. 1999. №34. C. 5055-5059.

96. Колтыгин A.B., Базлова T.A., Плисецкая И.В. Влияние кальция на процесс получения и структуру магния, выплавленного в условиях бесфлюсовой плавки // Металловедение и термическая обработка металлов. 2012. №10(688). С. 50-54.

97. Абатуров И.С., Попель П.С., Бродова И.Г., Астафьев В.В., Ли Пыцзе. Вязкость магний-алюминиевого сплава с добавками кальция в жидком состоянии // Перспективные материалы. 2007. №1, С. 19-24.

98. Колтыгин А.В., Плисецкая И.В. Влияние малых добавок кальция на жидкотекучесть магниевых сплавов // Литейщик России. 2011. №6. С. 41-43.

99. Колтыгин A.B., Цыновникова Ю.П., Плисецкая И.В. О дефектах в магниевых отливках, получаемых в песчаных формах, изготовленных методом трехмерной печати // Литейное производство. 2010. №11. С. 6-9.

100. Колтыгин A.B., Базлова Т.А. Влияние малых добавок кальция на коррозионную стойкость сплавов системы Mg-Al-Zn-Mn // Металловедение и термическая обработка металлов. 2011. №12(678). С. 14-18.

101. Белов В.Д., Колтыгин A.B., Белов H.A., Плисецкая И.В. Инновации в области литейных магниевых сплавов // Металлург. 2010. №5. С. 67-70.

РАБОТЫ АВТОРА, В КОТОРЫХ ИЗЛОЖЕНЫ ОСНОВНЫЕ ПОЛОЖЕНИЯ ДИССЕРТАЦИИ

1. Колтыгин A.B., Плисецкая И.В. О поведении кальция в литейных магниевых сплавах системы Mg-Al-Zn-Mn // Литейное производство. №8. 2010. С. 2-6.

2. Белов В.Д., Колтыгин A.B., Белов H.A., Плисецкая И.В. Инновации в области литейных магниевых сплавов // Металлург. №5. 2010. С. 67-70.

3. Колтыгин A.B., Плисецкая И.В. Перспективы развития магниевых литейных сплавов, связанные с применением кальция в качестве легирующей добавки // Литейщик России. №1. 2012. С. 38-41

4. Колтыгин A.B., Плисецкая И.В. Влияние малых добавок кальция на жид-котекучесть магниевых сплавов // Литейщик России. №6. 2011. С. 41-43.

5. Колтыгин A.B., Базлова Т.А., Плисецкая И.В. Влияние кальция на процесс получения и структуру магния, выплавленного в условиях бесфлюсовой плавки // Металловедение и термическая обработка металлов. №10 (688). 2012. С. 50-54.

6. Колтыгин A.B., Плисецкая И.В. Улучшение свойств магниевых сплавов типа МЛ5 с помощью добавок кальция / Прогрессивные литейные технологии. Конф. М.: НИТУ «МИСиС». 2011. С. 38-40.

7. Колтыгин A.B., Плисецкая И.В. Особенности плавки магниевых сплавов, легированных кальцием в защитной газовой среде, содержащей элегаз / Прогрессивные литейные технологии. Конф. М.: НИТУ «МИСиС». 2011. С. 40-42.

8. Пат. 2506337 Российская Федерация,МПКС22С23/02 Литейный магниевый сплав / A.B. Колтыгин, В.Д. Белов, H.A. Белов, А.Н. Алабин, П.В. Петровский, Плисецкая И.В., Павлинич С.П., Аликин П.В., Коробейников Н.И. -№2012148155/02; заявл. 13.11.12; опубл. 10.02.14, Бюл. №4. - 11 с.

Моделирование процессов заливки и затвердевания магниевых сплавов с использованием программного пакета РгоСаБ!

А. 1 Главное окно программного пакета РгоСА8Т приведено на рисунке А. 1.

Prot AM ?0f)M) .1?! «1

Ш Sesi GROUP MeshCAST PreCAST DataCAST ProCAST ViewCAST Status

Run Ust Installation Settings Command Window About Help

ProCAST

gmrst fd da

rd.lv

Fd mesh fdpr fd mm Td sel

fd_procast bat Ida unf fdc unf fdd dal Fdd out fdd unf

d™ |C7 3 ejaj

zi

BjD| teJ^Xj

Copy Files From

Г

Directory C7ProCast_Seminar/ProCAST_training-2006/HPDC_models/Shot_plfiton Case |й

Рисунок A. 1

А.2 Часть базы данных материалов и их свойств приведена на рисунке А.2.

¡в

ri.il D.ttd (КГ All ONI V):

BD

Material Nam» |PE_Pure Composition * The«mai \ Fluid \ Comments \ Conductivity^Den»ity\ Speeinc Haat\ Enthalpy \ Fraction Solid \ Latent Haat\Uquidue-Sotidu» \ &otti«mHc\

Date: 1Ш24ЮЗ

<~ Constant

EnMr

1

<* Table

Er»s« Tabla ErM« un« J import ЕмроП

Тмприпип С

Cond

jJlO

9 985000«*001

1 998500««002

2 998500«*00?

3 988500«*002

4 998500«*002 5988500«.002

5 998500«»002 7 688500«-002 79985006*002

8 050000«-001 7 210000e-001 5250000«»001 S 6500009*001 5 030000e*001 4 470000**001 Э940000**001 3 400000a*001 3100000«*001 2 9*0000«*001

Read

JÜ

4

Copy

Ре!

Sort

Search

Materials

{F} {F} {F} {F} {F} {F} {F} {F} {F} {F}

AL_Pure

AL-7%Si-0.3%Mg-AS76 AL-7%Si-0 3%Mg-A356 A356-STRESS AL_AI95.5-Cu4.5 AL_AI85-Cu15 ALJ492-Mg8 AL_AI86-Mg14 AL_A3004 AL_A390

Рисунок А.2

ПРИЛОЖЕНИЕ Б Расчет количества эвтектики в образцах с помощью программного обеспечения Image Expert Pro 3

Б.1 Пример установления анализируемой площади образца приведен на рисунке Б.1.

ImageFxpert Pro J. j

Изображав* Главка Коррекция Фильтраим Объекты Imagebcpert ТМ

Размер 1168x332 Плсщаоь 1086712 Neophot 21 к12,5x12.5 |Wd

Масштаб 1091110м™

1042:330 1(3(192:192:192)

Рисунок Б.1

Б.2 Пример вывода полученных результатов вычислений приведен на рисунке Б.2.

кг>«^Е»рсг< 1'го 3 Л

Имвмже*» гривке Фил*тр,ш*я Объекты 1тад9£»сег'Т>1

РТЗ 12 5*1: 5

* 1 эигллззм

* гз^гздг&и

Иосфм«»*« |АЯ>ЙОМ|

у | Злгдоитъ \ Соц>»нш> * Очистить

В да-о <№6

Оогис-п«« ] Детально |

к 30

Г Марг .гры

Р«мер 116*632 Плсш4» юеб'пг М«орЬо( 21 я12,5>12.5 (\«/в{

М«яиг*5 10.81110

Рисунок Б.2

РОССИЙСКАЯ ФЕДЕРАЦИЯ

(,9) ли,И)

(51) МПК

С22С 23/02 (2006.01)

2 506 337'"' С1

о

N. О О (О

о ю «м

ФЕДЕРАЛЬНАЯ СЛУЖБА ПО ИНТЕЛЛЕКТУАЛЬНОЙ СОБСТВЕННОСТИ

ОПИСАНИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯ К ПАТЕНТУ

(21)02) Заявка: 2012148155/02, 13.11.2012

(24) Дата начала отсчета срока действия шпеша: 13.11.2012

Приоритеты):

(22) Дата подачи заявки: 13.11.2012

(45) Опубликовано: 10.02.2014 Бюл. № 4

(56) Список документаи, цитированных » отчею о

поиске: ив 4997622 А, 05.03.1991.1Ш 2437949 С1. 27.12.2011. ки 2213796 С2,10.10.2003. ив 2007/0212250 А1,13.09.2007. КЖ 107830881, В1, 31.10.2011.

Адрес ;(ля переписки:

119049, Москва, ГСП-1, В-49, Ленинский пр-кт, 4, МИСиС, Отдел защиты интеллектуальной собственности

(72) Аи-горЫ):

Колтыгин Андрей Вадимович (ЯЦ). Белов Владимир Дмитриевич (ИЦ). Белов Николай Александрович (Ни), Алабян Александр Николаевич ДОЦ), Петровский Павел Владимирович (1Ш). Плисецкая Инга Викторовна (КО). Павлинич Сергей Петрович (1Ш), Аликин Павел Владимирович (ИЦ), Коробейников Николай Иванович (ИЦ)

(73) ПатентооблхшельОО:

Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" (ГШ).

Открытое акционерное общество "Уфимское моторостроительное производственное объединение" (И и)

(54) ЛИТЕЙНЫЙ МАГНИЕВЫЙ СПЛАВ

(57) Реферат:

Изобретение ошостся к области мепишургии, а именно к литейным сплавам на основе магния, и может быть использовано при получении деталей для авиакосмической промышленности, работающих пол действием высоких ншрузок при чемнераорах до 150"С и 250"С кратковременно. Литейный снлаи па основе магния содержит, масс.%: алюминий 7.5-

73 С

м сл о О) ы

•>1 о

9,0, цинк 0,2-0,«, марганец 0,15-0,5 и кальций 0.10,4, маший - остальное. Сплав хараюерилуется высокими механическими свойствами, а также температурой возгорания сплава - не ниже 650"С, температурой солидуса при равновесной кристаллизации - не менее 4(К)"С', объемной долей выделений фазы ЛЬСа - не выше 0,75%. 5 пл., 2 табл.. 3 пр.

э а:

С>р 1

СПРАВКА

об использовании рекомендаций но приготовлению сплава МЛ5, с содержанием кальция менее 1 % масс, с повышенной температурой возгорании для получения фасонных отливок, разработанных в

В процессе приготовления сплава MJ15. с содержанием кальция менее 1 % масс, из чушек MJT5 (ГОСТ 2856-79) л возврата в цехе опытного производства инжинирингового центра (Литейные технологии и материалы» (ИЦ «ЛТМ») Национального исследовательского технологического университета «МИСиС» (МИТУ «МИСиС») были использованы рекомендации, разработанные аспирантом кафедры технологии литейных процессов НИТУ «МИСиС» 1 1лисецкой Ингой Викторовной, по расплавлению шихты в атмосфере смеси газов аргона с 0,5 % xienm (также можно использовать защитные флюсы со сниженным содержанием хлорида магния (MgCl2)), и использованием сетчатого фильтра при заливке расплава.

На основании предложенных рекомендаций плавка проводилась в стальном тигле вместимостью 10 кг. До введения кальция сплав защищали от возгорания смесыо защитных газов аргона с эдегазом, затем подачу пегаза прекращали. Модифицировали расплав гекса.хлоротаном в количестве 0,150,20 % от массы шихты, который вводили с помощью колокольчика. Рафинирован! продувкой аргона через графиювую вставку в течение 5 минут. Кальций в виде лигатуры Mg-28,8 % Ca вводили за 5 минут до разливки в формы.

В результате использования этой технологии была получена годная огливка «Корпус 50» с преобладающей толщиной стенки 10 мм, габаритными размерами 210x120x120 мм. Были проведены рентгеноконгроль и оцифровка полученной отливки.

ш кафедры ТЛИ ,, ^ / oi И1ЫПМ» , "

HajMiu.in ''/ AB. Ко.пыкш Директор- -/1~2к> ' В.Д-Ьелов

руководитель. ' ^

диссертационном исследовании Плисецкой И.В.

доценг Аспират

И.В. Плисецкая Начальник цеху /У/г, «-лА.В. Самохнн

v