Способ получения лигатур для приготовления алюминиевых сплавов

 

Изобретение может быть использовано в технологии получения лигатур, содержащих тугоплавкие металлы. Сущность: расплав шихты с повышенной против расчетной концентрацией легирующих элементов нагревают до температуры на 100 - 400^o выше температуры плавления, выдерживают в условиях интенсивного перемешивания 3 - 5 мин, после чего концентрацию легирующих элементов понижают до расчетной при одновременном снижении температуры до температуры t_л = N_s + (0,8 - 1,5) Δ t_кр, где t_s - температура солидуса, ^oC, Δt_кр - температурный интервал кристаллизации, ^oC. После этого лигатурный сплав кристаллизуют под давлением 0,1 - 200 МПа со скоростью охлаждения 10 - 10^4oC/c. При этом концентрацию легирующих элементов в лигатурном расплаве в ходе плавки повышают в 1,2 - 2 раза от расчетной, а оптимальные условия для гетерогенного распада пересыщенного металлического раствора с выделением интерметаллидных фаз в дисперсной форме обеспечиваются кристаллизацией лигатурного сплава в силовом поле неравномерно распределенного давления центробежных сил. Технический результат: повышение производительности процесса и уменьшение себестоимости приготовления лигатуры при обеспечении высокой степени измельчения тугоплавких интерметаллидных фаз. 2 з. п. ф-лы, 4 табл.

Изобретение относится к цветной металлургии и, в частности, касается технологии получения лигатур на основе алюминия, содержащих тугоплавкие металлы.

Известны способы получения лигатуры, предусматривающие введение в расплавленный алюминий порошка простых и(или) комплексных фторидов титана, а также бора [1,2] или смешивание расплава с раствором диоксида титана и оксида бора в криолите [3].

Этим способам присущ один существенный недостаток: использование экологических вредных фтористых компонентов шихты.

Наиболее близок по технической сущности и достигаемому эффекту способ получения лигатур согласно [4].

Способ [4] получения лигатур для приготовления алюминиевых сплавов включает расплавление шихты, ее нагрев выше температуры плавления на 100-400^oC, выдержку при этой температуре 15-60 мин и кристаллизацию под давлением 3-2000 кгс/см² со скоростью 10-10^4oC/с.

Способ позволяет повысить однородность и усвояемость лигатуры, а также механические свойства легируемых сплавов.

Однако указанный способ также имеет существенные недостатки. Это, во-первых, длительная (15-60 мин) технологическая выдержка при температуре на 100-400^oC выше температуры плавления, что отрицательно сказывается на производстве процесса приготовления лигатуры. Во-вторых, способ подразумевает разливку лигатурного сплава при температуре перегрева на 100-400^oC выше температуры плавления, что диктует необходимость изготовления технологической оснастки (пресс-форм, кристаллизаторов) из дорогостоящих материалов повышенной жаропрочности. Сочетание высокой температуры кристаллизуемого расплава и высокого давления при кристаллизации будет сокращать срок службы технологической оснастки. Указанные недостатки будут удорожать себестоимость производства лигатуры.

Технический результат изобретения - повышение производительности и уменьшение себестоимости приготовленной лигатуры при обеспечении высокой степени измельчения тугоплавких интерметаллидных фаз.

Результат достигается путем сокращения непроизводительных потерь времени - технологической выдержки на стадии перегрева и снижения температуры разлива лигатурного сплава.

При этом до температуры на 100-400^oC выше температуры плавления нагревают расплав шихты с повышенной против расчетной концентрацией легирующих элементов, выдерживают при этой температуре в условиях интенсивного перемешивания 3-5 мин, а затем снижают до расчетной концентрации легирующих элементов при одновременном снижении температуры расплава до температуры литья лигатурного сплава.

t_л= t_s+(0,8-1,5)Δt_кр, где t_s - температура солидуса, ^oC; Δt_кр - температурный интервал кристаллизации, ^oC.

Перегрев лигатурного сплава и технологическая выдержка при перегреве сплава предназначены для получения однородного раствора легирующих элементов в алюминии. На этом этапе плавки повышение концентрации легирующих элементов в определенных пределах при заявляемых степенях перегрева расплава над температурой плавление не оказывает влияния на однородность раствора легирующих элементов.

Снижение концентрации легирующих элементов при одновременном понижении температуры расплава до температуры литья преследует цель сохранения термодинамической устойчивости раствора легирующих элементов в алюминии и предотвращения зарождения и роста тугоплавких интерметаллидных фаз в расплаве. Высокоскоростная кристаллизация в этом случае фиксирует микрогетерогенный распад расплава с образованием дисперсных кристаллов тугоплавких интерметаллидных фаз.

Методами статистического анализа структурного состояния лигатур, содержащих кремний, медь, а также переходные металлы Ti; Zr; Ni и др., приготовленных с различной степенью изменения концентрации легирующих элементов в ходе плавки, было установлено, что оптимальная степень повышения концентрации в период нагрева выше температуры плавления и технологической выдержки составляет 1,2-2 раза в сравнении с расчетной. Повышение концентрации более чем в 2 раза нецелесообразно, т.к. в этом случае при быстром снижении концентрации до расчетной усиливается неоднородность расплава, для устранения которой требуется увеличение продолжительности перемешивания.

Изменение концентрации менее чем в 1,2 раза теряет смысл из-за незначительности достигаемого эффекта, особенно в тех случаях, когда расчетная концентрация легирующих элементов в лигатуре менее 4-6%. В этом случае расчетная и повышенная концентрация укладываются в пределы допускаемых отклонений химического состава лигатур.

Существенное повышение степени измельчения кристаллов тугоплавких интерметаллидных фаз достигается при кристаллизации лигатурного расплава, приготовленного по вышепредлагаемому способу, в силовом поле неравномерно распределенного давления центробежных сил, вектор которого совпадает с вектором теплового потока, отводимого от фронта кристаллизации. При этих условиях расплав вблизи фронта кристаллизации будет обогащаться постоянно более тяжелыми тугоплавкими металлами, перемещающимися в расплаве в радиальном направлении под действием центробежных сил. Такое обогащение вызовет сдвиг термодинамического равновесия в сторону гетерогенного распада обогащенного раствора, сопровождающегося выделением интерметаллидных тугоплавких фаз в дисперсной форме с равномерной плотностью распределения их по фронту кристаллизации. Плоский фронт кристаллизации перемещается перпендикулярно поверхности изложницы в направлении, обратном направлению действия центробежных сил.

Такие условия являются наиболее оптимальными для зарождения и роста в алюминиевой матрице тончайших строго ориентированных по вектору центробежных сил интерметаллидных волокон (например, NiAl₃) при получении лигатур, склонных к формированию волокнистых эвтектик. При кристаллизации таких лигатур в поле равномерно распределенных давлений формируется эвтектика с разориентированными в пространстве волокнами.

Некоторая ориентированность их наблюдается в пределах микроблоков, причем в каждом блоке своя направленность роста. Волокна пересекаются и в целом интерметаллидные фазы приобретают ветвистый характер. При этом на стыке ветвей наблюдается резкое утолщение волокон.

На основании вышеизложенного можно сделать вывод, что предлагаемое техническое решение позволяет реально сократить издержки производства за счет уменьшения технологической выдержки с 15-60 мин до 3-5 мин и снижения температуры разливки лигатурного сплава, что даст возможность использования более дешевых и менее дефицитных материалов для изготовления технологической оснастки. Все это в комплексе обеспечивает повышение производительности и уменьшение себестоимости приготовленной лигатуры. При этом сохраняется высокое качество лигатуры: обеспечивается высокая степень измельчения тугоплавких интерметаллидных фаз, т.к. определяющие температурно-концентрационные параметры оптимизированы.

Сравнение предлагаемого технического решения с прототипами позволило установить соответствие его критерию "новизна".

При изучении других известных решений в данной области отличающих предлагаемое изобретение от прототипов признаков не было выявлено, что обеспечивает изобретению соответствие критерию "существенные отличия".

Пример 1. Лигатуру алюминий-цирконий готовили в индукционной печи ИСТО16. В качестве шихты использовали алюминий марки A95 и деформированные отходы (прутки, трубы) циркониевых сплавов. Расчетное количество циркония в лигатуре 2,2%.

Лигатуру готовили по трем вариантам: по предлагаемому способу и по способам, описанным в [4].

Исходные данные для расчета параметров приготовления лигатуры: температура солидуса, t_s=660^oC; температура ликвидуса, t_l=1050^oC; температурный интервал кристаллизации, Δt_кр = 390^oC.

Температура нагрева лигатурного сплава согласно [4] и согласно предлагаемому способу: t_н=t_L + (100-400)=1050 + (100-400)=(1150-1450)^oC.

Температура разливки лигатурного сплава по предлагаемому способу: Технологические параметры сравниваемых способов приготовления лигатуры показаны в табл. 1. Понижение концентрации циркония в лигатуре и снижение температуры перед разливкой достигалось введением расчетной навески алюминия.

В табл. 2 приведены показатели качества сравниваемых лигатур и механические свойства сплава АМг6лч в состоянии Т4, определяемые на отдельно отлитых образцах ⊘ 10 мм. Введение циркония в сплав осуществлялось лигатурами, приготовленными по сравниваемым способам.

Из табл.1, 2 видно, что предлагаемый способ более производителен в сравнении со способом согласно а.с.N 920075, имеет более низкий температурный режим разливки и в то же время обеспечивает более высокие дисперсность интерметаллидных фаз ZrAl₃ и модифицирующую способность при получении сплава АМг6лч.

Пример 2. В индукционной печи ИСТ 016 была приготовлена лигатура алюминий-никель. В качестве шихты использовали алюминий марки А8 и никель марки H-1; H-0. Расчетное содержание никеля в лигатуре 20%.

Лигатуру готовили по двум вариантам: предлагаемому, согласно [4].

Исходные данные для расчета параметров приготовления лигатуры: температура солидуса, t_s=640^oC; температура ликвидуса, t_L=810^oC;
температурный интервал кристаллизации, Δt_кр =170^oC.

Температура нагрева лигатурного сплава после расплавления шихты согласно [4] и по предлагаемому способу
t_н=t_L + (100^oC400)=810 + (100-400) = (910-1210)^oC
Температура разливки лигатурного сплава по предлагаемому способу:

Технологические параметры сравниваемых способов приготовления лигатур приведены в табл.3. Понижение концентрации никеля до расчетной в лигатуре и быстрое понижение температуры сплава до заданной температуры разливки осуществлялось введением в расплав специально расчитанной навески алюминия.

Кристаллизацию лигатур, приготовленных согласно [4] , проводили в пресс-форме из жаропрочной специальной стали 3Х2В8Ф под поршневым давлением на гидравлическом прессе.

Кристаллизацию лигатуры, приготовленной согласно предлагаемому способу, проводили в чугунных и стальных изложницах на центробежной установке. Для достижения требуемой величины центробежного давления варьировали угловую скорость вращения изложниц и средний радиус вращения отливаемых слитков. Различных скоростей кристаллизации достигали за счет изменения толщины отливаемых слитков и интенсивности теплоотвода от рабочей поверхности изложниц.

Качество полученных лигатур оценивали по результатам металлографических исследований.

Результаты исследований показаны в табл.4.

Использование полученных лигатур для приготовления сплава АК12М2МгН показало, что применение лигатуры, полученной по предлагаемому способу, обеспечило повышение жаропрочности сплава (σ₁₀₀) при температурах испытания образцов 250-300^oC на 10% по сравнению с образцами из сплава АК12М2МгН, приготовленного с применением лигатур, полученных по способам-прототипам.

Результаты, приведенные в табл.3, ,4 показывают, что предлагаемый способ обладает преимуществами в сравнении со способами-прототипами как с точки зрения производительности процесса, так и с точки зрения качества лигатуры.

И, кроме того, позволяет использовать дешевые материалы для изготовления технологической оснастки (чугун, углеродистую сталь) взамен дорогостоящих дефицитных (3Х2В8Ф).

Формула изобретения

1. Способ получения лигатур для приготовления алюминиевых сплавов, включающий расплавление шихты, введение легирующих элементов, нагрев расплава выше температуры плавления на 100 - 400^o, выдержку при этой температуре, разливку и кристаллизацию при давлении 0,1 - 200 МПа со скоростью охлаждения 10 - 10⁴ град/с, отличающийся тем, что легирующие компоненты вводят в количестве, превышающем расчетную концентрацию, выдержку расплава при повышенной температуре осуществляют при перемешивании в течение 3 - 5 мин, затем концентрацию легирующих элементов в расплаве уменьшают до расчетной и одновременно снижают температуру расплава до температуры, определяемой из выражения
t_л= t_s+(0,8-1,5)Δt_кр,
где t_s - температура солидуса, ^oС;
Δt_кр - температурный интервал кристаллизации, ^oС.

2. Способ по п. 1, отличающийся тем, что концентрацию легирующих элементов в лигатурном сплаве на стадиях плавления, нагрева и выдержки повышают в сравнении с расчетной в 1,2 - 2 раза.

3. Способ по п.1 или 2, отличающийся тем, что кристаллизацию лигатурного сплава проводят в силовом поле неравномерно распределенного давления центробежных сил.

РИСУНКИ

Рисунок 1, Рисунок 2, Рисунок 3, Рисунок 4