Исследование применения сплавов системы Al-Mg-Si для производства поршней гоночных автомобилей

Магний хорошо растворим в твёрдом растворе и понижает теплопроводность и жаропрочность. Для сохранения положительного влияния Mg на плотность и удаления негативного влияния на теплопроводность, он должен находиться во всех фазах в виде соединений, например, Mg₂Si. Растворимость Mg₂Si в алюминии намного ниже, чем у Mg.

Разработка сплава с высоким содержанием Mg₂Si фазы является главной идеей дальнейшего исследования.

Соединение сплавов системы Al – Mg с Si способствует повышению жаропрочности серии алюминиевых сплавов, что достигается в результате плохого взаимодействия  - твердого раствора с Mg₂Si фазой. Это понижает интенсивность процесса диффузии. В то же время, Mg₂Si фаза уменьшает вязкость сплавов и, согласно литературным данным, содержание Si в Mg₂Si сплавах не должно превышать 1,5…2 %.

В 40-х годах немецкие учёные Майер и Росслер изучали Al – Mg – Si сплавы и пытались применить их для производства поршней для авиадвигателя. Задача заключалась в понижении плотности до 2,5 – 2,6 г/см³ и повышении жесткости и теплопроводности. Тем не менее, согласно результатам исследований, они не достигли такого уровня. Был разработан сплав: 5-7% Mg и 1,0 – 1,5 % Si. Этот сплав получил название Mg 51. Позднее был разработан сплав Magsimal 59 (~ 5% Mg, 2% Si) для производства автомобильных деталей путём литья и реокастинга. Промышленные сплавы типа AD 31 (по зарубежным стандартам серия 6000) содержат Mg и Si не более 1,5 %. В этом случае всё количество фазы Mg₂Si во время охлаждения оказывается в растворённом виде (пропитка раствором) и, после искусственного старения, выпавшие в осадок фазы укрепляли сплав. Соотношение Mg к Si в Mg₂Si составляет 1,73. Растворимость Mg₂Si при 520^о С около 2%.

2. Исследование гранулированных сплавов

Одним из главных эффектов высокоскоростной кристаллизации является уменьшенный размер всех структурных компонентов сплава, включая нерастворимые в матрице интерметаллиды (первичные кристаллы, эвтектики). Следовательно, существует возможность трансформировать избыточные кристаллы Mg₂Siв дисперсные фазы. Это должно упрочнить сплав.

Выбор сплавов для исследования был сделан согласно квази – бинарному сечению равновесной диаграммы Al – Mg – Si (рис.1). Для исследования были выбраны сплавы с фазовыми составами Al - Mg₂Si и Al - Mg₂Si - Si (таблица 1).

Таблица 3.1. Химические составы выбранных гранулируемых сплавов.

Рис.1 Квази-бинарное сечение равновесной диаграммы Al – Mg – Si

 - расположение исследуемых сплавов

Сплавы Al – Mg₂Si – Si были выбраны в попытке улучшить свойства благодаря измельчению Mg₂Si и первичных кристаллов Si. Сплавы были созданы методом высокоскоростной кристаллизации расплава. Скорость охлаждения во время кристаллизации была 10³…10⁴ K/c. Гранулы были помещены в технологические контейнеры, подвергнуты вакуумной дегазации и компактированию. Затем уплотнённые гранулы подверглись прессованию в прутки. Предварительные результаты показали, что твёрдость всех сплавов достаточно высока в прессованном состоянии (Таблица 2).

Таблица 3.2. Твёрдость исследуемых сплавов до и после термообработки

Высокая твёрдость при таком прессовании (без термообработки) очень важна, потому что она сохранилась неизменённой после 100 часов выдержки при температуре 350^оС. Микроструктурный анализ сплава 1R показал, что уровень охлаждения недостаточно высок для формирования псевдоэвтектической структуры. Первичные кристаллы Si достигали размеров около 3…5 мкм. Сплав 1R в целом имеет хороший комплекс свойств (таблица 3), но вязкость и теплопроводность сплава очень низки. Для улучшения свойств сплава 1R уровень охлаждения во время затвердевания был поднят до 10⁶…10⁷ К/с. Сплав был сделан в виде чешуек толщиной около 20 мкм, которые были получены путём кристаллизации на медном диске. Более быстрая кристаллизация упрочнила сплав.

Таблица 3.3. Прочностные характеристики сплава 1R в зависимости от способа получения.

В микроструктуре сплава первичных кристаллов не наблюдалось. При увеличении х1600 на сером фоне наблюдались отдельные кристаллы Mg₂Si звездообразной формы.

Наиболее важные физические свойства (твёрдость, сопротивление текучести, прочность при комнатной и высокой температуре) сплава 1R намного выше, чем сплав фирмы Mahle – мирового лидера в области изготовления поршней гоночных автомобилей (RR 58, Mahle 124 – в российской номенклатуре АК4-1 и АК 12 D соответственно).

Однако теплопроводность повысилась незначительно. Очевидно, для повышения теплопроводности требуется увеличить объём твёрдого раствора, что можно достичь путём снижения содержания легирующих элементов. Анализ остаточной твёрдости показал, что все сплавы систем Al – Mg₂Si и Al - Mg₂Si – Si обладают более высокой твёрдостью после воздействия высоких температур (300, 350^оС), чем АК4-1(таблица 4).

Таблица 3.4. Остаточная твёрдость исследуемых сплавов после 100 часов выдержки

при разных температурах.

Исследование сплавов №№ 2R – 6R было проведено, главным образом, в условиях высоких температур: искусственное старение.

По этой причине все сплавы, кроме № 2R, обладают высокой твёрдостью – HB ~ 150…160 МПа (таблица 4). После нагрева да 150 и 200^оС твёрдость понизилась в результате распада твёрдого раствора.

Структура сплавов при высокой температуре очень стабильна – остаточная твёрдость после 250, 300 и 350^оС почти такая же, как в состоянии после прессования. Высокая жаропрочность сплавов подтвердилась результатами исследования «длительной прочности» (таблица 5).

Таблица 3.5. Длительная прочность сплавов, в течение 20 часов при температуре

250^оС

Сплав №	 20 , МПа
1R (гранулы)	110
2R	110
3R	100
4R	105
5R	100
6R	110

Таблица 3.6. Прочностные свойства прутков, полученных путём прессования

исследуемых гранулированных сплавов.

Таблица 3.7. Теплопроводность изучаемых гранулированных сплавов, W/mK

Температура, оС	1R чешуйки гранулы		2R	3R	4R	5R	6R
20	88,8	93	115	100	108	133	110
50	89,2	93	119	96,1	110	136	110
100	90,8	93	125	95,8	113	141	110
150	92,9	94	131	101	116	145	111
200	95,1	94	134	109	119	149	112
250	96,8	93	135	118	122	150	114
300	97,6	92	135	124	122	148	116
350	97,0	90	134	124	122	144	119
400	94,5	-	135	115	122	137	122

Таблица 3.8. Плотность и модуль Юнга исследуемых гранулированных сплавов

Сплав №	Плотность, г/см3	E, ГПа
1R (чешуйки)	2,60	-
2R	2,63	81
3R	2,62	81,5
4R	2,55	82
5R	2,62	86
6R	2,61	83

Микроструктура сплавов 2R, 3R и 4R состояла из звездообразных частиц Mg₂Si фазы, размером около 2…3 мкм, которые однородно распределены в твёрдом растворе. На микроструктуре сплава 6R вдобавок были видны частицы первичного Si. Результаты испытаний показали, что сплавы №№ 3R – 6R обладают низкой пластичностью при комнатной температуре. В итоге, лучшим комплексом свойств обладал сплав 2R. Все сплавы обладали высоким модулем Юнга, низким коэффициентом линейного расширения, но теплопроводность оказалась ниже, чем ожидалось, причину этого в ходе данного этапа исследования выявить не удалось. Наибольшую теплопроводность имеет сплав № 5R – 144…150 W/mK при температуре 250…350^оС .

Однако, сплав № 2R, содержащий больше алюминия, чем сплав № 5R, имеет теплопроводность ~ 135 W/mK при той же температуре. Очевидно, одной из причин этого является наличие в сплаве свободного магния. Соотношение Mg : Si в этом сплаве больше, чем 1,73. На кривой графика коэффициента линейного расширения для этого сплава где изменения зависят от температуры, наблюдается значительное отклонение (рис.2 пункта 3.3). Возможно, всякие примеси тоже оказывают негативное влияние на теплопроводность. Электропроводность сплава № 2R почти такая же, как у сплава Д16Т. Рекомендуется подробное исследование всех факторов.

Плотность сплавов достаточно низкая (2,55…2,63 г/см³), очевидно, что она может быть ещё более снижена с помощью оптимизирования содержания тяжелых металлов – Zr, Ni, Fe в сплаве (в сплавах №№ 1R – 6R содержание этих компонентов около 4…5 %).

Итак, в ходе проведённой исследовательской работы стало очевидно, что состав сплава № 2R может стать базой для дальнейшего исследования.

2. Коэффициент линейного расширения исследуемых сплавов

Таблица 3.9. Коэффициент линейного расширения исследуемых сплавов в зависимости от температуры.

Сплав №	x106 К-1 для следующих температурных интервалов, оС
	20-100	100-200	200-300	300-400	20-200	20-300	20-400
1R	16,7	17,9	19,36	21,94	17,3	18,0	18,98
2R	19,7	21,11	22,27	25,49	20,41	21,03	22,14
3R	18,4	19,8	22.42	23,65	19,1	20,21	21,07
4R	17,6	19,00	21,43	25,32	18,3	19,34	20,84
5R	17,7	19,1	22,94	23.33	18,4	19,91	20,77
6R	17,2	17,3	20,7	22,0	17,24	18.4	19,3

3.4. Выводы

В результате проведённой исследовательской работы можно сделать следующие выводы:

1. Исследование на текущем этапе можно считать успешным, так как среди выбранных для исследования сплавов многие обладали хорошим комплексом технологических свойств. Анализ остаточной твёрдости показал, что все сплавы систем Al – Mg₂Si и Al - Mg₂Si – Si обладают более высокой твёрдостью после воздействия высоких температур (300, 350^оС), чем промышленный сплав АК4-1. Структура сплавов при высокой температуре очень стабильна – остаточная твёрдость после 250, 300 и 350^оС почти такая же, как в состоянии после прессования. Высокая жаропрочность сплавов подтвердилась результатами исследования «длительной прочности». Все сплавы обладали высоким модулем Юнга, низким коэффициентом линейного расширения, но теплопроводность оказалась ниже, чем ожидалось, причину этого в ходе данного этапа исследования выявить не удалось.

2. Выбранный для литья сплавов метод высокоскоростной кристаллизации оправдал себя, предварительные результаты показали, что твёрдость всех сплавов достаточно высока в прессованном состоянии, высокая скорость кристаллизации упрочнила сплавы.

3. Сплав №2R обладает наилучшим комплексом свойств, что можно увидеть на основании табличных данных, и он рекомендован для дальнейшего исследования.

4. ЭКОНОМИКА

4.1 Технико - экономическое обоснование НИР.

В современном мире индустрия спортивных состязаний гоночных автомобилей прочно внедрилась во многие отрасли экономики. Для некоторых государств проведение гонок класса Formula – 1 является огромным источником доходов (например, гран-при Монако). В XXI веке всё более остро становится вопрос использования новых материалов для двигателей гоночных автомобилей, мощности которых достигают 700 лошадиных сил и количество тактов в секунду доходит до 650 (пример для соревнований Формула – 1), скорости превышают 300 км/час. После проведения гонки некоторые части двигателя гоночного болида приходится полностью заменять из-за того, что за такой короткий промежуток времени соревнования (1-2 часа) они полностью приходят в негодность из-за развития микротрещин в структуре двигателя в следствие огромных термических и циклических механических нагрузок. Наиболее изнашиваемой частью двигателя гоночного автомобиля является поршень цилиндра. По утверждению специалистов немецкой фирмы Mahle, являющейся лидером в производстве поршней гоночных автомобилей, «стоимость поршня болида Formula –1 практически можно приравнять к цене золота». Основными материалами, используемыми в двигателях Формулы-1, являются алюминиевые магниевые, титановые и стальные сплавы.

Целью данной работы является получение более высокого уровня свойств промышленных алюминиевых сплавов, являющихся основным материалом в производстве современных поршней гоночных автомобилей, за счёт использования мало изученных ранее соотношений составов сплавов и легирующих компонентов , использования современных методов литья (высокоскоростное затвердевание), когда скорость охлаждения сплава достигает 10⁶ К/с. Результатом такого оптимизирования должны стать низкий коэффициент линейного расширения, высокая прочность и жаропрочность, износостойкость и, соответственно, высокая технологичность и эффективность при производстве. В данной работе исследовались 6 сплавов на основе алюминий – магний – кремний (Al – Mg –Si ), полученные путём высокоскоростного затвердевания расплава в виде гранул с последующим их прессованием в прутки с целью последующего изучения различного комплексов их свойств для выбора наиболее оптимального соотношения. Сплавы подвергались различным технологическим процедурам типа дегазации, отжига и искусственного старения. Затем изучалась микроструктура прутков, а также их непосредственного «сырья» - гранул, с целью выявить источники, влияющие на физические свойства образцов. Магний хорошо растворим в твёрдом растворе и понижает теплопроводность и жаропрочность. Для сохранения положительного влияния Mg на плотность и удаления негативного влияния на теплопроводность, он должен находиться во всех фазах в виде соединений, например, Mg₂Si. Растворимость Mg₂Si в алюминии намного ниже, чем у Mg.

Соединение сплавов системы Al – Mg с Si способствует повышению жаропрочности серии алюминиевых сплавов, что достигается в результате плохого взаимодействия  - твердого раствора с Mg₂Si фазой. Это понижает интенсивность процесса диффузии. В то же время, Mg₂Si фаза уменьшает вязкость сплавов. При использовании метода высокоскоростного затвердевания расплава всё количество фазы Mg₂Si во время охлаждения оказывается в растворённом виде (пропитка раствором) и, после искусственного старения, выпавшие в осадок фазы укрепляют сплав.

Итак, разработка сплава с высоким содержанием Mg₂Si фазы является главной идеей данного исследования.

Технико – экономическая эффективность результатов данной научно – исследовательской работы состоит в следующем:

• исследование технических характеристик мало изученных ранее сплавов приведёт к возможности их дальнейшего исследования и использования в других областях техники, например, в авиа космической отрасли, так как требования, предъявляемые к частям двигателей гоночных автомобилей, сходны с требованиями к авиа технике;

• применение метода высокоскоростного литья позволит уменьшить технологический цикл производства, увеличить прочностные характеристики и уменьшить себестоимость процесса производства готовой продукции.

4.2. Организация и планирование НИР.

Таблица 4.1.

Этапы выполнения НИР.

4.3. Индивидуальное производственное задание на выполнение НИР

Таблица 4.2

Индивидуальное производственное задание на выполнение НИР.

Таблица 4.3 Индивидуальное производственное задание на выполнение НИР для лаборанта.

4.4. Составление сметы затрат на дипломную НИР

Статьями затрат на выполнение НИР являются :

1. Затраты на материалы (основные и вспомогательные ) комплектующие изделия для проведения исследований :

З_м=q_мi x Ц_мi , руб

где Ц_мi - цена материального ресурса i-ro вида, руб/кг;

q_мi - потребность в данном материальном ресурсе, кг(г). В данной работе исследуется сплав Al – Mg₂Si – Si, 6 прутков, каждый весит 2 кг. Ведомость затрат на основные материалы:

Таблица 4.4

Ведомость затрат на вспомогательные материалы

2. Затраты на заработную плату участников НИР:

а) Величина затрат на основную заработную плату инженера-исследователя, научного руководителя и лаборанта определяется по формуле:

З₀= К₀ – З_м – Фм , руб,

где Ко - коэффициент, учитывающий доплаты к основной заработной плате ( Ко = 1.08 для всех категорий работающих),

Зм