imp_1_20120907

электрокорунда. Температуру контролировали по показаниям платино-

платинородиевой термопары, встроенной в печь, и дополнительно хромель-

алюмелевой термопары непосредственно в расплаве. Излучатель выполнен в виде латунной трубки диаметром 14 мм.

Влияние НЭМИ на свойства жидкого и закристаллизовавшегося металла изучалось на сплавах алюминии, меди, цинке и их сплавах. Ниже приведены результаты, полученные лишь для небольшого числа исследуемых сплавов, а

так же определены основные закономерности влияния НЭМИ на структуру и свойства расплавов.

5.2.1. ОБРАБОТКА АЛЮМИНИЯ И ЕГО СПЛАВОВ

Исследование проводилось на чистом гранулированном алюминии следу-

ющего состава: 99,8 % Al, 0,04% Si, 0,06% Fe, 0,0015% Cu, 0,018% Zn.

Проводилось сравнение характеристик слитков алюминия предварительно обработанного НЭМИ и обработанного по стандартной методике. Масса обра-

батываемого НЭМИ металла составляла 0,35 кг.

Макроструктура литого исходного металла и предварительно обработан-

ного НЭМИ металла показана на рис. 5.5. Следует отметить появление в слитке обработанного металла глубокой усадочной раковины.

В отливке необработанного металла – имеет место открытая усадочная ра-

ковина. Характерно следующее соотношение средних площадей макро зерен по высоте слитков: в верхней трети слитков средние площади зерен 3,8 и 5,5

мм2; в центральной части: 4,8 и 3,4 мм2; в нижней части слитков: 3,3 и 4,4 мм2

соответственно для необработанного и обработанного НЭМИ металла.

Пористость слитков металла, отличается незначительно. Что касается раз-

мерного ряда пор, то в обработанном металле размер пор колеблется от 100 до

250 мкм, в необработанном металле от 50 до 450 мкм.

71

Удельное электросопротивление образцов чистого алюминия после воз-

действия НЭМИ снижается с 0,0277 Ом·м2/м до 0,0273 Ом·м2/м.

Твердость металла, обработанного в расплавленном состоянии НЭМИ вы-

ше, чем у необработанного (23 и 17 НВ, соответственно).

Плотность металла, определенная методом гидростатического взвешива-

ния, составила 2,682 и 2,695 г/см3, соответственно для необработанного и обра-

ботанного металла.

Рис. 5.5. Макроструктура слитка алюминия: а – в исходном состоянии;

б – подвергнутого воздействию НЭМИ в расплавленном состоянии

5.2.2. ОБРАБОТКА СПЛАВА СИСТЕМЫ Al-Si

Исследования проводились на сплаве системы Al-Si следующего химиче-

ского состава: 6,44% Si, 0,06% Cu, 0,01% Mn, 0,27% Mg, 0,02% Ti, 0,04% Zn, 0,27% Fe, 92,9% Al. Масса обрабатываемого металла 3,16 кг.

Сплав системы Al-Si перегревался до 780˚С, затем вводился прокаленный криолитовый флюс (смесь солей NaCl, KCl, NaF) в количестве 1% от массы шихты. Расплав тщательно перемешивался и, после 15 минут выдержки шлак

72

снимался. Далее, сплав еще четверть часа находился в выключенной печи, за-

тем разливался.

Вторая половина металла обрабатывалась по аналогичному температурно-

временному режиму. Но во время 15 минутной выдержки при температуре нагрева, проводилась обработка расплава наносекундными электромагнитными импульсами.

Проведенные металлографические исследования позволили выявить ряд отличий. Макроструктура слитков подвергнутого обработке НЭМИ и без обра-

ботки алюминий-кремниевого сплава представлена на рис. 5.6, 5.7. Следует отметить, что обработанный НЭМИ металл имеет более однородные размеры макрозерен.

В микроструктуре так же имеются отличия. Для обработанного НЭМИ ме-

талла кремниевая фаза эвтектического происхождения более дисперсная, имеет форму игл длиной в среднем 25–30 мкм, количество ее в структуре снижается с

30–35 до 10–15%. В то время как для исходного металла кремнистая эвтектиче-

ская фаза имеет округлую форму со средними линейными размерами 5–10 мкм.

За счет снижения доли эвтектических выделений по границам дендритных яче-

ек, дендриты α-фазы незначительно увеличивают свой размер с 66 до 85 мкм

(определение линейных размеров проводилось методом случайных секущих), и

становятся более равноосными. Микротвердость α-твердого раствора увеличи-

вается на 10–15% (для обработанного НЭМИ металла Нμ α-твердого раствора составила 750 МПа), что свидетельствует о большей его легированности. Кос-

венным подтверждением повышения растворения примесных элементов в α-

фазе является – худшая травимость обработанного НЭМИ металла.

Повышение растворимости элементов подтверждают и исследования, про-

веденные на РЭМ. Так точечным методом был определен химический состав по линии, пересекающей границы дендритных ячеек и участки α-фазы. Соглас-

но полученным данным максимальная концентрация кремния в α-фазе исход-

73

ного металла достигает 1,36–1,66 масс. %, в то время как в обработанном НЭМИ – 1,48–1,80 масс. % при абсолютной погрешности 0,04.

Измерение твердости литых образцов сплавов системы Al-Si показало, что предварительная обработка расплава НЭМИ способствует повышению твердо-

сти. Для исходных образцов твердость 51HВ, для опытных – 63HВ. Т.е. твер-

дость увеличивается более чем на 20%.

Методом отрыва круглой шайбы от поверхности расплава замеряли по-

верхностное натяжение. Оно составило при 700ºС 0,81 Н/м и 0,74 Н/м, соответ-

ственно для исходного и обработанного НЭМИ расплава. Жидкотекучесть,

определенная по спиральной пробе ГОСТ 16438-70 составила 195 и 295 мм, со-

ответственно для исходного и обработанного НЭМИ металла. Прочность на разрыв составила 170 МПа и 210 МПа, относительное удлинение 4,8 и 18,4 %,

соответственно для исходного и обработанного НЭМИ металла.

5.2.3. ОБРАБОТКА СПЛАВА СИСТЕМЫ Al-Cu

Исследование проводилось на сплаве системы Al-Cu следующего состава:

0,16% Si, 3,7% Cu, 0,04% Mn, 0,05% Mg, <0,01% Ti, 0,35% Zn, 0,53% Fe, не ме-

нее 94,2% Al. Масса обрабатываемого металла составляла 2,36 кг.

Эксперимент осуществлялся в следующей последовательности–половина металла обрабатывалась по стандартному режиму: сплав Al-Cu – нагревался до

650ºС, выдерживался при этой температуре в течение 15 минут при выключен-

ной печи, затем отливался. Вторая половина металла обрабатывалась анало-

гично. Но во время 15 минутной выдержки при температуре нагрева, проводи-

лась обработка расплава наносекундными электромагнитными импульсами.

Для сплава системы Al-Cu проводились металлографические исследования структуры, а так же ряда технологических свойств.

Микроструктурные исследования (рис. 5.7) показали, что микроструктура литых образцов представлена следующими фазами: αAl, и тройной эвтектикой

74

αAl+CuAl2+N(Al7Cu2Fe). Из-за большого количества в сплаве кремния образует-

ся фаза Mg2Si, располагающиеся в виде иероглифов по границам зерен. Со-

гласно проведенным рентгеноструктурным исследованиям воздействия НЭМИ не изменяет фазового состава сплава.

Измерение плотности методом гидростатического взвешивания позволили выявить различия. Так для исходного металла плотность составляет 2,81 г/см3

для обработанного НЭМИ металла 2,92г/см3.

Электросопротивление обработанного НЭМИ сплава незначительно уменьшается с 0,0615 до 0,0610 Ом·м2/м.

75

Согласно измерениям твердости литых образцов сплавов системы Al-Cu,

предварительная обработка расплава НЭМИ способствует повышению твердо-

сти. Так, для литых образцов исходного металла твердость составляет 49HВ,

для опытных – 70HВ. Т.е. твердость увеличивается почти на 40%.

Рис. 5.7. Микроструктура сплава системы Al-Cu в литом состоянии:

а – необработанный НЭМИ металл, б – обработанный НЭМИ, х100

5.2.4. ОБРАБОТКА СПЛАВА Al-Pb

Для определения влияния НЭМИ на диффузионную способность исследо-

валась двухкомпонентная система Al-Pb, имеющая монотектическое превра-

щение в жидком состоянии. Исследовался сплав, содержащие 50 масс.% Pb. В

экспериментах проводилось сплавление двух чистых компонентов в графито-

вом тигле. Обработка НЭМИ проводилась в течение 15 минут. Масса обраба-

тываемого металла 0,24 кг.

Панорамы микроструктур необработанного и обработанного сплава пока-

заны на рис. 5.8.

Для определения ширины зоны взаимопроникновения металлов сплава,

проводились исследования на растровом электронном микроскопе JEOL JSM6460LV: определяли распределение соответствующих элементов, путем скани-

78

рования по линии, пересекающей зону сплавления. Анализ показал наличие переноса элементов через границу контакта в обе стороны. Было показано, что как в случае сплава системы Al-Pb ширина зоны взаимопроникновения двух несмешивающихся металлов заметно уменьшается после воздействия на рас-

плав НЭМИ (рис. 5.9).

Для сплава системы алюминий – свинец подобное влияние НЭМИ наибо-

лее заметно. Проведенные расчеты показывают, что суммарная ширина зоны уменьшается с 24,1 мкм до 7,5 мкм. При этом глубина зоны выделения избы-

точных фаз свинца в алюминиевую матрицу снижается с 21,6 до 6,25 мкм, а

алюминия в свинцовую матрицу – с 2,5 до 1,25 мкм.

Аналогичные исследования проводились для системы Zn-Pb, так же испы-

тывающей монотектическое превращение.

Для системы цинк – свинец наблюдаются аналогичные зависимости. Сум-

марная ширина зоны уменьшается с 10 мкм до 5,4 мкм. При этом глубина слоя выделения избыточных фаз свинца в цинковую матрицу снижается с 5 до 2,9

мкм, а цинка в свинцовую матрицу – с 5 до 2,5 мкм.

Ввиду того, что при сканировании на растровом электронном микроскопе

JEOL JSM–6460LV определялись интенсивности только двух элементов Al-Pb

и Zn-Pb. Можно, количественно оценить процентное содержание элементов по интенсивности отражения соответствующих линий. Приняв за нулевой уровень содержания свинца – интенсивность его линий в алюминиевой и цинковой об-

ласти, за 100% – интенсивность его линий в свинцовой области. Аналогично для алюминия и цинка. Проведя необходимые преобразования, можно полу-

чить следующее распределение концентрации свинца по длине области взаи-

мопроникновения в исходном сплаве и обработанном НЭМИ (рис. 5.10.). Для слитка свинец-цинк зависимость аналогична.

79

Рис. 5.8. Панорама микроструктуры переходной зоны слитков сплавов си-

стемы Al-Pb: светлое поле – фаза на основе алюминия, темное поле – свин-

цовистая фаза: а – исходное состояние, х100, б – после обработки НЭМИ, х100

80