Условия формирования железосодержащих фаз при кристаллизации заэвтектических силуминов с повышенным содержанием железа
Методами химической термодинамики получены тепловые эффекты от образования тройных и четверных (в условиях модифицирования марганцем) железосодержащих фаз в сплаве А390 с содержанием железа1 %. Показано, что игольчатая β-фаза образуется с поглощением тепла, а альтернативные ей α- и δ-фазы – с выделе...
Збережено в:
| Опубліковано в: : | Процессы литья |
|---|---|
| Дата: | 2016 |
| Автор: | |
| Формат: | Стаття |
| Мова: | Російська |
| Опубліковано: |
Фізико-технологічний інститут металів та сплавів НАН України
2016
|
| Теми: | |
| Онлайн доступ: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/167421 |
| Теги: |
Додати тег
Немає тегів, Будьте першим, хто поставить тег для цього запису!
|
| Назва журналу: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Цитувати: | Условия формирования железосодержащих фаз при кристаллизации заэвтектических силуминов с повышенным содержанием железа / Я.Ю. Дмитришина // Процессы литья. — 2016. — № 4 (118). — С. 26-36. — Бібліогр.: 14 назв. — рос. |
Репозитарії
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| _version_ | 1860267525540937728 |
|---|---|
| author | Дмитришина, Я.Ю. |
| author_facet | Дмитришина, Я.Ю. |
| citation_txt | Условия формирования железосодержащих фаз при кристаллизации заэвтектических силуминов с повышенным содержанием железа / Я.Ю. Дмитришина // Процессы литья. — 2016. — № 4 (118). — С. 26-36. — Бібліогр.: 14 назв. — рос. |
| collection | DSpace DC |
| container_title | Процессы литья |
| description | Методами химической термодинамики получены тепловые эффекты от образования тройных и четверных (в условиях модифицирования марганцем) железосодержащих фаз в сплаве А390 с содержанием железа1 %. Показано, что игольчатая β-фаза образуется с поглощением тепла, а альтернативные ей α- и δ-фазы – с выделением. Проанализированы термограммы и скорости охлаждения слава А390 с содержанием железа 1 %, обработанного электрогидроимпульсным методом в надликвидусной области. Показано, что электрогидроимпульсная обработка минимизирует образование β-фазы, способствуя образованию альтернативных фаз с благоприятной морфологией.
За допомогою методів хімічної термодинаміки отримано теплові ефекти від утворення потрійних та четверних (в умовах модифікування марганцем) залізовмісних фаз в сплаві А390 із вмістом заліза 1 %. Показано, що голчаста фаза утворюється з поглинанням тепла, а альтернативні їй α- та δ-фази – з виділенням. Проаналізовано термограми та швидкості охолодження сплаву А390 із вмістом заліза 1 %, який оброблено електрогідроімпульсним методом в надліквідусній області. Показано, що електрогідроімпульсна обробка мінімізує утворення β-фази та сприяє утворенню альтернативних фаз із кращою морфологією.
With methods of chemical thermodynamics thermal effects derived from the formation of ternary and quaternary (in terms of modifying Mn) phases of iron in the alloy A390 with a high content of iron, were received. It is shown that the needle-like δ-phase is formed with heat absorption, but it alternative α- and δ-phases - the formed exothermically. The cooling rate of thermogram and cooling rate of the A390 with a Fe content of 1%, treated by electro-hydro-pulse method above the liquidus, are analyzed. It is shown that electro-hydro-pulse treatment minimizes the formation of β-phase, contributing to the formation of alternative phases with a favorable morphology.
|
| first_indexed | 2025-12-07T19:03:01Z |
| format | Article |
| fulltext |
26 ISSN 0235-5884. Процессы литья. 2016. № 4 (118)
Кристаллизация и струКтурообразование сплавов
уДК 669.017.16:537.528
Я. Ю. Дмитришина
Институт импульсных процессов и технологий НАН Украины, Николаев
условия формирования железосоДержащих фаз
при Кристаллизации заэвтеКтичесКих силуминов
с повышенным соДержанием железа
Методами химической термодинамики получены тепловые эффекты от образования тройных
и четверных (в условиях модифицирования марганцем) железосодержащих фаз в сплаве
А390 с содержанием железа1 %. Показано, что игольчатая β-фаза образуется с поглощением
тепла, а альтернативные ей α- и δ-фазы – с выделением. Проанализированы термограммы и
скорости охлаждения слава А390 с содержанием железа 1 %, обработанного электрогидро-
импульсным методом в надликвидусной области. Показано, что электрогидроимпульсная
обработка минимизирует образование β-фазы, способствуя образованию альтернативных
фаз с благоприятной морфологией.
Ключевые слова: железосодержащая фаза, кристаллизация, силумины, железо, электро-
гидроимпульсная обработка.
За допомогою методів хімічної термодинаміки отримано теплові ефекти від утворення по-
трійних та четверних (в умовах модифікування марганцем) залізовмісних фаз в сплаві А390
із вмістом заліза 1 %. Показано, що голчаста фаза утворюється з поглинанням тепла, а аль-
тернативні їй α- та δ-фази – з виділенням. Проаналізовано термограми та швидкості охоло-
дження сплаву А390 із вмістом заліза 1 %, який оброблено електрогідроімпульсним методом
в надліквідусній області. Показано, що електрогідроімпульсна обробка мінімізує утворення
β-фази та сприяє утворенню альтернативних фаз із кращою морфологією.
Ключові слова: залізовмісна фаза, кристалізація, силуміни, залізо, електрогідроімпульсна
обробка.
With methods of chemical thermodynamics thermal effects derived from the formation of ternary
and quaternary (in terms of modifying Mn) phases of iron in the alloy A390 with a high content of
iron, were received. It is shown that the needle-like δ-phase is formed with heat absorption, but
it alternative α- and δ-phases - the formed exothermically. The cooling rate of thermogram and
cooling rate of the A390 with a Fe content of 1%, treated by electro-hydro-pulse method above the
liquidus, are analyzed. It is shown that electro-hydro-pulse treatment minimizes the formation of
β-phase, contributing to the formation of alternative phases with a favorable morphology.
Keywords: iron-containing phases, crystallifation, silumin, iron, electro-hydro-pules treatment.
Введение
Для силуминов серьёзной проблемой является повышенное содержание
железа, которое ухудшает их механические свойства. Вместе c тем литейные
ISSN 0235-5884. Процессы литья. 2016. № 6 (118) 27
Кристаллизация и структурообразование сплавов
компании для снижения себестоимости литых изделий активно используют
добавки лома к специализированной шихте, в которых содержание железа может
быть завышенным. Интересен факт, что в последние годы интерес к заэвтектиче-
ским силуминам с повышенным содержанием железа возрос в связи с высокими
показателями тепло- и износостойкости, которые придают силуминам железосо-
держащие фазы. Это говорит о необходимости не удаления железа из силуминов,
а о поиске способов воздействия на железосодержащие фазы с целью получения
более компактной морфологии, и как результат повышения их свойств. В связи с
этим научные центры ведут поиск технологических операций, приводящих к ниве-
лированию отрицательного влияния железа. Наиболее активно в этом плане при-
меняется модифицирование, однако фазы с наиболее благоприятными для силу-
минов морфологией и свойствами практически невозможно получить одним мо-
дифицированием, так как они кристаллизуются только в неравновесных условиях.
Постановка задачи
Для вышесказанных целей применяют различные методы воздействия на расплав
внешними физическими полями [1-3], среди которых выделим электрогидроим-
пульсную обработку (ЭГИО) [4] расплава, которую проводят на предразливочной
стадии. Неравновесные условия кристаллизации, создаваемые ЭГИО при различ-
ных режимах, способствуют появлению неравновесных фаз, которые невозможно
получить в промышленных условиях литья. К тому же, по сравнению с гомогениза-
ционным отжигом [5] длительностью 10 часов при 480-500 0С, технология ЭГИО в
значительной мере является менее длительной и энергоёмкой.
Цель работы – на основании расчёта термодинамических параметров железосо-
держащих фаз различной морфологии в сплаве А390 с повышенным содержанием
железа ≈1 % проанализировать условия реализации различных механизмов их
формирования (трансформация, кристаллизация из расплава). Опираясь на полу-
ченные расчётные данные показать возможность формирования неравновесных
фаз в сплаве А390 под воздействием ЭГИО в надликвидусной зоне.
Как известно, интерметаллидные железосодержащие фазы, образующиеся в
тройной системе Fe-Si-Al, могут иметь модификации α, δ и β, причём в равновесии
с твёрдым алюминиево-кремниевым раствором находятся только α и β, а также
тугоплавкое соединение FeAl
3
, которое образуется в результате перитектических и
эвтектических нонвариантных превращений. Морфология интерметаллида α-Al
8
Fe
2
Si
с ГПУ решёткой имеет скелетообразный вид, а β-Al
5
FeSi с моноклинной решёткой
– иглообразный, что отрицательно сказывается на механических свойствах литого
металла. Наиболее благоприятными считаются структуры, образованные фазой
δ-Al
4
FeSi
2
(тетрагональная решётка), они имеют морфологию точечных скоплений
(компактная фаза). Однако в заэвтектических силуминах при содержании кремния
от 14 % они могут формироваться только в условиях неравновесной кристаллизации.
Особенностью заэвтектических силуминов является широкий интервал кристал-
лизации. Согласно диаграмме состояния при концентрациях, соответствующих
химическому составу А390 (табл. 1), процесс кристаллизации этого сплава можно
представить как серию событий равновесного перехода в твёрдую фазу. Большая
часть сформированных δ-фаз переходят в β-фазу через перитектическую реакцию
L+δAl
4
FeSi
2
→β-Al
5
FeSi+Si. В процессе твердения сплава атомы железа агрегируются
на фронте кристаллизации из-за большой разницы растворимости железа в жидком
и твёрдом алюминии, соответственно даже небольшое количество железа в сплаве
таблица 1. химический состав стандартного сплава а390 (%)
Si Zn Cu
Mn (при
модифицировании)
Mg Fe
16-18 0,28 4,0-5,0 0,09-0,70 0,45-0,65 ≤0,5
28 ISSN 0235-5884. Процессы литья. 2016. № 4 (118)
Кристаллизация и структурообразование сплавов
формирует вредоносную игольчатую β-фазу. ЭГИО за счёт гомогенизации темпе-
ратурного поля в объёме расплава создаёт условия, при которых растворимость
железа в алюминии повышается и появление δ-фазы становится возможным [2].
Температурный интервал кристаллизации сплава А390: TL= 667; TS=562 0C.
Рассмотрим термограмму охлаждения А390 и скорость охлаждения (рис. 1).
Как показано на рис. 1, область 1 соответствует образованию из расплава же-
лезосодержащей фазы Al
15
Fe
2
MnSi, область 2 – началу образования первичных
кристаллов алюминия, 3 – выделению нежелательной игольчатой фазы Al
5
FeSi и
4 – завершению кристаллизационного процесса.
Методы решения
Проанализируем подробнее все основные реакции и превращения с помощью
методов химической термодинамики.
Запишем химические реакции, реализуемые при охлаждении [6]. При темпера-
туре 670 0С из расплава выделяется δ-фаза:
Fe+4Al+2Si →Al4FeSi2. (1)
Затем, при температуре 597 0С δ-фаза трансформируется в β-фазу:
Al4FeSi2+Al→ Al5FeSi+Si. (2)
Если в результате обработки происходит обратная трансформация из β-фазы
в δ-фазу:
FeAl3+Al+2Si→Al4FeSi2. (3)
Если y1= [Al]; y2 = [Fe]; y3 = [Si]; y4 = [Al4FeSi2]; y5 = [Al5FeSi] – массовые концентрации
реагентов (принимаются согласно химическому составу сплава А390, наличие других
легирующих элементов пока не учитывается), то кинетические уравнения реакций,
учитывая их последовательность, имеют следующий вид:
;∂ ∂ − ⋅ ϕ ⋅ ⋅ ⋅4
1 1 1 2 4/ = 4y t y y y
670
585
602
619
636
653
5 10 15
500
517
534
551
568
T,
0
C
1
2
3
4
0,05
-0,10
-0,05
0
-0,25
-0,20
- 0,15
-0,30
-0,35
0C/c
dT/dt
Рис. 1. Стандартная диаграмма сплава А390: 1 − 649 0С (AL
15
Fe
2
MnSi);
2 − 617 0C (Al); 3 − 611 0C (Al
5
FeSi); 4 − конец кристаллизации
t, с
ISSN 0235-5884. Процессы литья. 2016. № 4 (118) 29
Кристаллизация и структурообразование сплавов
∂ ∂ − ϕ ⋅ ⋅ ⋅4 2
2 1 1 3 4/ = ;y t y y y
∂ ∂ − 2 ⋅ ϕ ⋅ ⋅ ⋅4
3 1 1 2 4/ = ;y t y y y (4)
∂ ∂ ϕ ⋅ ⋅ ⋅ − ϕ ⋅ ⋅ ⋅ ϕ ⋅ ⋅4 2
4 1 1 2 3 2 1 2 5 3 5 2/ = + ( );y t y y y y y y y y
∂ ∂ ϕ ⋅ ⋅ − ϕ ⋅ ⋅5 2 4 1 3 5 2/ = ( ).y t y y y y
Выражения, взятые в скобки, учитываются только для случая обратной
трансформации. ϕi − кинетические функции химических реакций, определяемые
из следующих соотношений [7]:
, ϕ −
ai
i i
E
k
RT
= exp
(5)
где R – универсальная газовая постоянная, ki, Eai – константы скоростей и энергии
активации реакций.
Энергию активации реакции оценим по стандартной формуле [7]:
⋅ ⋅плi i= +ai iE T S R S , (6)
где Тплi – температуры плавления соединений, S – энтропии соединений.
Константы скоростей реакций найдём с помощью формулы [7]:
,
∆
⋅ ⋅
0
реак= expi
A
SRT
k e
N h R (7)
где NA – число Авогадро; h – постоянная Планка;
∆ 0
реакS – энтропия реакции.
Энтропии
∆ 0
реакS для каждой реакции (1-3) соответственно определим из
соотношений:
∆ ⋅ ⋅ −
4 2
0
Fe SiAl Al FeSi1
= + 4 + 2 ;S S S S S
∆ − −
4 2 5
0
2 SiAl FeSi Al Al FeSi= + ;S S S S S (8)
∆ − −
5 4 2
0
3 SiAl FeSi Al FeSi Al= + .S S S S S
Значения энтропий образующихся соединений рассчитываем по формуле
Истмена [8]:
−
0
298 ср ср пл
3 3
= ln + ln ln + ,
2 2
S R A V T a (9)
30 ISSN 0235-5884. Процессы литья. 2016. № 4 (118)
Кристаллизация и структурообразование сплавов
где
Acp – средний атомный вес; Vcp – средний атомный объём;
Tпл – температура
плавления соединения; α – константа, равная 52,3 Дж/(моль∙К).
Энтальпию тройных соединений находим с помощью псевдобинарного подхода,
основанного на методике Галлего, который предлагается использовать в работе
[9] в виде:
∆ ϕ ∆ α ϕ ∆ β ϕ ∆ γAB BC CAH H H H1 2 3= ( ) + ( ) + ( ), (10)
где α, β, γ − атомные доли элементов А, В, С в АВ, ВС и СА соединений, χi − атом-
ные доли элементов в тройном соединении. Коэффициенты находятся путём
минимизации ∆H при следующих условиях:
;ϕ∑ i
i
3
=1
= 1
1 3(1 ) ;ϕ α + ϕ − γ = χA
;ϕ β ϕ − α ϕB2 1+ (1 ) = (11)
.ϕ γ ϕ − β χC3 2+ (1 ) =
Тепловой эффект каждой реакции Qi определяется из соотношения:
( )ρ ∑ ∑i
i
i
Q H H
m прод сырье= - + , (12)
где ρi – плотность соединений, mi – масса соединений, Н
прод
, Н
сырье
– энтальпии
соединений продукта и сырья соответственно.
Результаты приведённых расчётов представлены в табл. 2.
Трансформация фаз δ→β происходит с поглощением тепла (отрицательный те-
пловой эффект), при этом энтальпия β-фазы меньше, а энтропия − отрицательна, что
не только ещё раз говорит об энергетически выгодном равновесном превращении,
но и о меньшей температурной устойчивости по сравнению с δ-фазой. Константы
скоростей реакции для δ-фазы, образованной из расплава, намного больше, чем
у этой же фазы, сформированной в результате трансформации. Это значит, что
таблица 2. тепловые характеристики фаз при кристаллизации сплава а390
с повышенным содержанием железа (1 %)
Реакция
образо-
вания
Энтропия
реакции,
Дж/(моль·К)
Энергия
активации,
Дж/моль
Константы
скоростей,
моль/с
Энтальпия
реакции,
кДж/моль
Энтальпия
соединения,
кДж/моль
Тепловой
эффект,
кДж/моль
δ-Al4FeSi2
(распл)
318,61 3,05·105 2,38·1030 133,505 27,517 2,022 103
β-Al5FeSi
(трансф)
-10,09 -1,71 103 1,46 1013 -36,38 22,396 -547,685
δ-Al4FeSi2
(трансф)
10,09 1,939 104 2,04 1014 36,38 27,517 551,082
ISSN 0235-5884. Процессы литья. 2016. № 4 (118) 31
Кристаллизация и структурообразование сплавов
путём термической обработки уже закристаллизованного сплава эту фазу получить
сложнее, чем путём кристаллизации из расплава в неравновесных условиях, напри-
мер, при наложении физических полей [1-4].
Модифицирование марганцем
Магний вводится в сплав как средство минимизирующее образование
вредоносной β-фазы за счёт образования альтернативных фаз с разветвлённой
и/или компактной морфологией. Согласно четверным диаграммам состояния
Al-Si-Fe-Mn образуются фазы, включающие в себя 4 элемента. Однако, обзор
научно-технических литературных источников показал, что факт образования
четверных химических соединений при модифицировании марганцем до
сегодняшнего дня не подтверждён. Поэтому в ряде работ предлагается
рассматривать все четверные фазы в сплаве как твёрдый раствор замещения
марганца железом в тройных соединениях (AlMnSi) [11-12]. При вводе марган-
ца в заэвтектический силумин образуется фаза α-Al
15
Fe
2
MnSi
2
скелетообразной
морфологии с ОЦК решёткой. Однако не путём химических реакций, а путём
замещения атомов вследствие низкой концентрации марганца, что приводит к со-
существованию атомов железа и марганца в решётках фаз. При дополнительной
обработке ультразвуком [8] вероятно образование фазы δ-Al
8
FeMnSi
2
с решёткой
типа ГПУ.
Образование фазы α-Al
15
Fe
2
MnSi
2
при повышенном содержании железа часто
сопровождается одновременным образованием β-Al
5
FeSi. При дополнительной
обработке ультразвуком отмечено образование неравновесных фаз в [11]
δ-Al
4
(FeMn)Si
2
, а в [12-14] говорится об образовании α1-Al
8
FeMnSi
2
с решёткой
типа ГПУ при дополнительной обработке расплава физическими полями.
Энтальпию образованного твёрдого раствора замещения несложно рассчитать,
пользуясь методом Миедемы [9]:
( )∆ ∆ ∆A AB B BA
AB A B B AH C C f H f H= + , (13)
где
A
Bf − описывает взаимодействие элемента А с В:
γ
A S S S
B B A Bf C C C 2= 1+ ( ) ,
(14)
где
S
АС −является концентрацией элемента А в объёме металла, а
∆ ABH − начальная
энтальпия фазы А, окружённой фазой В, γ − приравнивается 8; 5 или 0 для
интерметаллидов, металлических стёкол и твёрдых растворов соответственно. В
качестве элемента А – выступает тройное соединение (AlMnFe), в качестве элемента
В – железо.
Соединение, содержащее марганец, в заэвтектических силуминах образуется
из жидкости [12] и так как содержание марганца в сплаве мало, то, предположим,
что всё его количество участвует в образовании четверных фаз. Тогда запишем
следующую реакцию:
2Fe+2Si+15Al+3Mn→Al15Mn3Si2+2Fe. (15)
В работе [13] проанализирован механизм образования α1-фазы с решёткой ГПУ,
которая кристаллизуется в интервале высоких температур от 690 до 730 0С и имеет
стехиометрический состав Al
17.23
Fe
4.15
MnSi
3.9
, что приближённо можно представить
как Al
16
Fe
4
MnSi
3
. По принципу замещения части атомов марганца атомами железа
тройное соединение может иметь вид Al
16
Mn
5
Si
3
. Известно близкое по стехиоме-
трическому составу соединение Al
10
Mn
3
Si [10], кристаллизующееся из жидкости в
сплавах системы Al-Mn-Si при неравновесных условиях, тогда реакция образования
имеет следующий вид:
32 ISSN 0235-5884. Процессы литья. 2016. № 4 (118)
Кристаллизация и структурообразование сплавов
10Al+Si+3Mn+Fe→Al10Mn3Si+Fe. (16)
По аналогии с (4-10) построены кинетиче-
ские уравнения новых реакций, вычислены
массовые концентрации, энергии акти-
вации, энтропии, энтальпии и константы
скоростей, вычислен тепловой эффект об-
разования фаз. Указанные параметры для
твёрдых растворов и представлены в табл. 3,
где видно, что константы скоростей реакций
очень велики, а значит, тепло выделяется в
результате реакции практически мгновенно
и факт образования рассмотренных фаз
можно идентифицировать по термограмме.
Энтропия образования α1-фазы меньше,
чем α, а энтальпия реакции выше, что
обусловлено высокотемпературной
областью её формирования – при более
низких температурах образование этой
фазы маловероятно даже при создании
условий неравновесной кристаллизации.
Фаза α-Al
15
Fe
2
MnSi
2
считается более
стабильной, что подтверждается более
высоким значением энтальпии, по
сравнению с α1-фазой, однако энтропия
её велика и значит есть угроза, что при
понижении температуры кристаллизации
наравне с α-фазой может начаться
формирование игольчатой β-Al
5
FeSi. Фор-
мирование стабильной α1-Al
10
Fe
2
MnSi
приведёт к понижению избыточной энергии
расплава и минимизации возможности
д л я ф о р м и р о в а н и я и з б ы т о ч н ы х
низкотемпературных фаз.
Экспериментальные исследования
П р о а н а л и з и р у е м т е р м о г р а м м ы
и скорости охлаждения сплава А390 с
содержанием железа 1 %, полученные при
ЭГИ обработке, проводившийся в надлик-
видусной области от 750 до 800 0С и без
неё (экспериментальные данные получены
к.т.н. А. В. Ивановым, ИИПТ НАН Украины).
Рассчитаем тепловые эффекты от образо-
вания фаз, которые могли бы отразиться на
термограммах.
Скорости V
переохл
и температуры Т
переохл
переохлаждения/нагрева расплава при
образовании фаз в процессе кристаллизации рассчитаны по следующим формулам:
∂
⋅
∂
Q yi iV
k t
переохл = , (17)
где k – постоянная Больцмана.
⋅i iQ y
T
k
переохл = . (18)
та
б
л
и
ц
а
3
. т
е
п
л
о
в
ы
е
х
а
р
а
кт
е
р
и
с
ти
ки
ф
а
з
п
р
и
к
р
и
с
та
л
л
и
за
ц
и
и
с
п
л
а
в
а
а
3
9
0
с
с
о
д
е
р
ж
а
н
и
е
м
ж
е
л
е
за
1
%
Ф
аз
а
Э
нт
ро
пи
я,
Д
ж
/(
м
ол
ь·
К
)
Э
не
рг
ия
ак
ти
ва
ци
и,
Д
ж
/м
ол
ь
К
он
ст
ан
ты
ск
ор
ос
те
й
Э
нт
ал
ьп
ия
ре
ак
ци
и,
кД
ж
/м
ол
ь
Э
нт
ал
ьп
ия
со
ед
ин
ен
ия
,
кД
ж
/м
ол
ь
Те
пл
ов
ой
эф
ф
ек
т,
кД
ж
/м
ол
ь
α
-A
l 15
M
n 3S
i 2
43
5,
40
7
4,
40
6
10
5
2,
89
7
10
36
14
3,
52
3
83
,6
56
−
α
-A
l 15
F
e 2M
nS
i 2
44
0,
55
4
−
−
15
0,
8
38
90
,9
7
82
0,
83
δA
l 8M
n 2S
i 2(т
ра
нс
ф
)
-2
64
,3
36
-2
,6
96
1
05
0,
94
2
-8
8,
34
6
90
,0
48
−
δ-
A
l 8M
n 2S
i 2(р
ас
пл
)
17
1,
07
1
1,
88
9
10
5
5,
22
6
10
22
16
4,
49
8
91
,2
53
−
δ-
A
l 8F
eM
nS
i 2(т
ра
нс
ф
)
-2
59
,1
9
−
−
-8
9,
5
51
90
,0
48
-8
09
,8
74
δ-
A
l 8F
eM
nS
i 2(р
ас
пл
)
17
6,
21
8
−
−
16
5,
70
3
91
,2
53
1,
49
9
10
3
ISSN 0235-5884. Процессы литья. 2016. № 4 (118) 33
Кристаллизация и структурообразование сплавов
Результаты расчётов представлены в табл. 4.
Из расчётных данных табл. 4 видно, что скорости достаточно высоки и при
общей температуре переохлаждения/нагрева более 1 К признаки формирования
фаз могут быть заметны на термограмме, однако при очень высоких скоростях
переохлаждения, например при образовании фаз α
и α1, термопара может их не
зафиксировать.
Рассмотрим кривые охлаждения А390 до и после ЭГИО (рис. 2), обработку про-
водили в температурном диапазоне 800-750 0С, в условиях, когда из жидкости ещё
не начала выделяться твёрдая фаза. На рис. 2, а заметен резкий скачок скорости
охлаждения в области 570 0С, что соответствует образованию β-Al
5
FeSi и первичных
кристаллов алюминия. При этом на рис. 2, б, в соответствующих скачков не на-
блюдается, что свидетельствует о подавлении образования вредоносной β-фазы.
Анализируя изменение скорости охлаждения сплава до (рис. 2, а) и после
обработки (рис. 2, б, в) можно заключить, что электрогидроимпульсная обработка
интенсифицирует формирование α-фазы и зерна первичного алюминия, в то же
время значительно подавляя образование β-фазы. На кривой скорости охлаждения
сплава, обработанного ЭГИО в течении 120 с (рис. 2, в) отсутствует понижение
скорости, характерное при образовании β-фазы, вместе с тем перепад скорости
в начале кристаллизации при 730 0С может свидетельствовать о формировании
более высокотемпературной фазы α1 с гексагональной кристаллической решёткой.
Выводы
В работе проведён сравнительный анализ тепловых эффектов от преобразований
железосодержащей фазы путём физической обработки и модифицирования
марганцем. Рассчитанные энтальпии тройных соединений и твёрдых растворов
показывают, что фазы, содержащие марганец, наиболее устойчивы к тепловому
воздействию. Кроме того, образование четырёхкомпонентных, содержащих
марганец, фаз сопровождается не поглощением, как в случае с трёхкомпонентными
фазами, а выделением энергии, что непосредственно отображается на кривой
охлаждения сплава – не наблюдаются провалы на графике охлаждения. Четверная
фаза δ-Al
8
FeMnSi
2
, образованная в результате модифицирования марганцем, имеет
наиболее компактную морфологию из всех рассмотренных фаз, при этом её об-
разование тормозит образование всех остальных фаз, в том числе и с игольчатой
морфологией. Благодаря гексагональной кристаллической решётке, фаза α1 об-
ладает более высокой твёрдостью, чем α-Al
15
Fe
2
MnSi
2
, и большей устойчивостью
к температурному воздействию и износу. Поэтому электрогидроимпульсная
обработка сплава А390 в температурном интервале от 750 0С и выше, когда
другие многокомпонентные фазы ещё не сформировались, делает механизм её
образования более вероятным и энергетически выгодным в связи с тем, что средняя
энергия расплава при обработке повышается. При уже сформированных фазах
β-Al
5
FeSi и α-Al
15
Fe
2
MnSi
2
образование фазы α1-Al
10
Fe
2
MnSi
маловероятно.
При ЭГИО, в результате искусственного переохлаждения расплава, область
концентраций смещается в сторону с меньшим содержанием кремния, что
Параметр δAl4FeSi2 β-Al5FeSi α-Al15Fe2MnSi2 α1-Al10Fe2MnSi
Скорость выделения
тепла, К/с
-1,75·107 -3,63 106 4,77·108 1.361·109
Температурный скачок
при образовании фазы, К
3,789 (670 0С) -6,679 (570 0С) 1,29 (652 0С) 2,485 (730 0С)
Таблица 4. Тепловые эффекты при образовании железосодержащих фаз
34 ISSN 0235-5884. Процессы литья. 2016. № 4 (118)
Кристаллизация и структурообразование сплавов
0 200 400 600 800 1000 1200 1400 с
0,1
0
-0,1
-0,2
-0,3
0,2
0С
ЭГИО 60 с ....... Скорость охлаждения
660
680
640
620
600
580
560
540
520
500
-0,1
0 200 400 600 800 1000 1200 1400 с
0,1
0
-0,2
-0,3
-0,4
0,2
0С
ЭГИО 120 с ....... Скорость охлаждения
680
660
640
620
600
540
560
580
500
520
б
в
Рис. 2. Термограммы и скорости охлаждения сплава А390 с
повышенным содержанием железа − 1 %; а – без ЭГИО, б – после
60 с ЭГИО, в – после 120 с ЭГИО
а
680
580
600
620
640
660
500
520
540
560
0 200 400 600 800 1000 1200 1400 с
Без ЭГИО ....... Скорость охлаждения
0,1
0
-0,1
-0,2
-0,3
0,2
0С
0С/с
0С/с
0С/с
ISSN 0235-5884. Процессы литья. 2016. № 4 (118) 35
Кристаллизация и структурообразование сплавов
способствует выделению фазы α1-Al
10
Fe
2
MnSi
до начала образования первичных
кристаллов кремния, согласно диаграмме системы Al-Mn-Si, чем выше в сплаве
содержание железа и марганца, тем вероятнее этот процесс. Реализация такого
механизма кристаллизации в заэвтектических силуминах может отразиться на по-
следующем формировании первичных кристаллов кремния и их росте.
1. Zhong G., Wu S., Jiang H.W., An P. Effects of ultrasonic vibration on the iron-containing interme-
tallic compounds of high silicon aluminium alloy with 2% Fe // Journal of Alloys and Compaunds.
– 2010. – 492. – P. 482-487.
2. Синчук А. В., Цуркин В. Н., Федченко Н. А. Снижение негативного влияния Fe-содержащих
интерметаллидов на силумины путём электрогидроимпульсной обработки расплава/Про-
цессы литья. – 2011. − № 2. – С. 39-44.
3. Huang H.J., Cay Y.N., Cuy H., Huang J.F., He J.P., Zhang J.S. Influence of Mn additions on
microstructure and phase formation of spray-deposited Al-25Si-xFe-yMn alloy // Materials science
and Engineering A. – 2009. – 502(1/2). – P. 118-125.
4. Дьяченко С. С., Федченко Н. А. Влияние параметров ЭГИО на структурные изменения в
металле // Физика импульсных разрядов в конденсированных средах: Матер. XII Междунар.
научн. шк.-семин. (22-26 августа 205 г.). – Николаев, КП «Никол.обл.типография». – 2005.
– С. 76-78.
5. Колачев Б. А., Габидуллин Р. М., Пигузов Ю. В. Технология термической обработки металлов
и сплавов. − М.: «Металлургия». – 1980. – 278 с.
6. Алюминиевые сплавы. Металловедение алюминия и его сплавов. Справочное рук-во, под.
ред. И. Н. Фридляндера. М.: Металлургия. – 1971. – 352 с.
7. Киреев В. А. Краткий курс физической химии. М.: Химия. – 1969. – 638 с.
8. Карапетьянц М. Х. Химическая термодинамика. М.: Химия. – 1975. – 584 с.
9. Ray P. K., Atkinc M., Kramer M. D. Estimation of formation enthalpies using extended Miedema
approach. Journal of alloys and compaunds. –(489). – 2010. – 357-361 p.
10. Белов Н. А., Савченко С. В., Хван А. В. Фазовый состав и структура силуминов. − М.:
МИСИС. – 2007. – 283 с.
11. Zhong G., Wu S. S., Ping A. N., Mao Y. W., Li S. Z. Microstructure and properties of high silicon
aluminium alloy with 2% Fe prepared by rheo-casting // Science Press: Trans. Nonferrous Met.
oc. China 20(2010). – P. 1603-1607.
12. Varmuzek M., Rabczak K., Sienawski J. The course of the peritectic transformation in the Al-rich
Al-Fe-Mn-Si alloys // Journal of Materials Processing technology. – (162-163). – 2005. – 422-428 p.
13. Orozco-Gonzales P., Castro-Roman M., Lopes-Cuevas J., Hernandez-Rodriguez A., Muniz-
Valdez R., Luna-Alvarez В., Ortiz-Cuellar C. Effect of iron addition on the crystal structure of
the α-AlFeMnSi phase formed in the quaternary Al-Fe-Mn-Si system. Revista de Metallurgia,
(47). – 2011. – 435-461 p.
14. Toscano J. A. G., Flores A. V., Salinas A. R., Nava E. V. Microstrucure of Al9(MnFe)xSi alloys
produced by pressure-assisted reactive sintering of elemental AlMnFeSi powder mixtures.
Materials letters. – (57). – 2003. – 2246-2252 p.
1. Zhong G., Wu S., Jiang H.W., An P. (2010). Effects of ultrasonic vibration on the iron-containing
intermetallic compounds of high silicon aluminium alloy with 2 % Fe. Journal of Alloys and
Compaunds, pp.482-487.
2. Sinchuk A. V., Curkin V. N., Fedchenko N. A. (2011). Snizheniie negativnogo vliianiia Fe-soderzhas-
36 ISSN 0235-5884. Процессы литья. 2016. № 4 (118)
Кристаллизация и структурообразование сплавов
hhikh intermetallidov na siluminy putem elektrogidroimpul'snoi obrabotki rasplava. [Reducing
the negative impact of Fe-containing intermetallic Silumin by electro-melt processing]. Protsessy
lit'ia, № 2, pp. 39-44. [in Russian].
3. Huang H. J., Cay Y. N., Cuy H., Huang J. F., He J. P., Zhang J. S. (2009). Influence of Mn additions
on microstructure and phase formation of spray-deposited Al-25Si-xFe-yMn alloy. Materials
science and Engineering A, 502 (1/2), pp. 118-125.
4. D'iachenko S. S., Fedchenko N. A. Vliianiie parametrov JeGIO na strukturnye izmeneniia v metalle.
[Influence EHIP parameters on the structural changes in the metal]. Fizika impul'snyh razrjadov
v kondensirovannyh sredah: Mater. XII Mezhdunar. nauchn. shk.-semin. (22-26 august 20o5.).
Nikolaev, KP Nikol.obl.tipografiia, pp. 76-78. [in Russian].
5. Kolachev B. A., Gabidullin R. M., Piguzov Yu. V. (1980). Tehnologiia termicheskoi obrabotki metallov
i splavov. [Heat treating metals and alloys technology]. Moscow: Metallurgiia. [in Russian].
6. Aliuminiievye splavy. Metallovedeniie aliuminiia i yego splavov. [Aluminium alloys. Aluminum and
its alloys metallurgy]. Spravochnoie ruk-vo, ed. by Fridliandera I. N. Moscow: Metallurgiia ,1971.
[in Russian].
7. Kireiev V. A. (1969). Kratkii kurs fizicheskoi himii. [A short course of physical chemistry]. Moscow:
«Khimiia». [in Russian].
8. Karapet'iants M.Kh. (1975). Khimicheskaia termodinamika. [Chemical thermodynamics]. Moscow:
Khimiia. [in Russian].
9. Ray P. K., Atkinc M., Kramer M. D. (2010). Estimation of formation enthalpies using extended
Miedema approach. Journal of alloys and compaunds. (489), pp. 357-361.
10. Belov N. A., Savchenko S. V., Khvan A. V. (2007). Fazovyi sostav i struktura siluminov. [Phase
composition and structure Silumins]. Moscow: MISIS. [in Russian].
11. Zhong G., Wu S. S., Ping A. N., Mao Y. W., Li S. Z. Microstructure and properties of high silicon
aluminium alloy with 2% Fe prepared by rheo-casting. Science Press: Trans. Nonferrous Met.
Soc. China 20(2010), pp. 1603-1607.
12. Varmuzek M., Rabczak K., Sienawski J. (2005). The course of the peritectic transformation in
the Al-rich Al-Fe-Mn-Si alloys. Journal of Materials Processing technology, (162-163), pp. 422-428.
13. Orozco-Gonzales P., Castro-Roman M., Lopes-Cuevas J., Hernandez-Rodriguez A., Muniz-
Valdez R., Luna-Alvarez В., Ortiz-Cuellar C. (2011). Effect of iron addition on the crystal structure
of the α-AlFeMnSi phase formed in the quaternary Al-Fe-Mn-Si system. Revista de Metallurgia,
(47), pp. 435-461.
14. Toscano J. A. G., Flores A. V., Salinas A. R., Nava E. V. (2003). Microstrucure of Al9(MnFe)xSi
alloys produced by pressure-assisted reactive sintering of elemental AlMnFeSi powder mixtures.
Materials letters, (57), pp. 2246-2252.
Поступила 29.06.2016
|
| id | nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-167421 |
| institution | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| issn | 0235-5884 |
| language | Russian |
| last_indexed | 2025-12-07T19:03:01Z |
| publishDate | 2016 |
| publisher | Фізико-технологічний інститут металів та сплавів НАН України |
| record_format | dspace |
| spelling | Дмитришина, Я.Ю. 2020-03-27T10:48:35Z 2020-03-27T10:48:35Z 2016 Условия формирования железосодержащих фаз при кристаллизации заэвтектических силуминов с повышенным содержанием железа / Я.Ю. Дмитришина // Процессы литья. — 2016. — № 4 (118). — С. 26-36. — Бібліогр.: 14 назв. — рос. 0235-5884 https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/167421 669.017.16:537.528 Методами химической термодинамики получены тепловые эффекты от образования тройных и четверных (в условиях модифицирования марганцем) железосодержащих фаз в сплаве А390 с содержанием железа1 %. Показано, что игольчатая β-фаза образуется с поглощением тепла, а альтернативные ей α- и δ-фазы – с выделением. Проанализированы термограммы и скорости охлаждения слава А390 с содержанием железа 1 %, обработанного электрогидроимпульсным методом в надликвидусной области. Показано, что электрогидроимпульсная обработка минимизирует образование β-фазы, способствуя образованию альтернативных фаз с благоприятной морфологией. За допомогою методів хімічної термодинаміки отримано теплові ефекти від утворення потрійних та четверних (в умовах модифікування марганцем) залізовмісних фаз в сплаві А390 із вмістом заліза 1 %. Показано, що голчаста фаза утворюється з поглинанням тепла, а альтернативні їй α- та δ-фази – з виділенням. Проаналізовано термограми та швидкості охолодження сплаву А390 із вмістом заліза 1 %, який оброблено електрогідроімпульсним методом в надліквідусній області. Показано, що електрогідроімпульсна обробка мінімізує утворення β-фази та сприяє утворенню альтернативних фаз із кращою морфологією. With methods of chemical thermodynamics thermal effects derived from the formation of ternary and quaternary (in terms of modifying Mn) phases of iron in the alloy A390 with a high content of iron, were received. It is shown that the needle-like δ-phase is formed with heat absorption, but it alternative α- and δ-phases - the formed exothermically. The cooling rate of thermogram and cooling rate of the A390 with a Fe content of 1%, treated by electro-hydro-pulse method above the liquidus, are analyzed. It is shown that electro-hydro-pulse treatment minimizes the formation of β-phase, contributing to the formation of alternative phases with a favorable morphology. ru Фізико-технологічний інститут металів та сплавів НАН України Процессы литья Кристаллизация и структурообразование сплавов Условия формирования железосодержащих фаз при кристаллизации заэвтектических силуминов с повышенным содержанием железа Умови формування залізовмісних фаз при кристалізації заевтектичних силумінів з підвищеним вмістом заліза Conditions for the formation of iron-containing phases during crystallization hypoeutectic silumin with a high content of iron Article published earlier |
| spellingShingle | Условия формирования железосодержащих фаз при кристаллизации заэвтектических силуминов с повышенным содержанием железа Дмитришина, Я.Ю. Кристаллизация и структурообразование сплавов |
| title | Условия формирования железосодержащих фаз при кристаллизации заэвтектических силуминов с повышенным содержанием железа |
| title_alt | Умови формування залізовмісних фаз при кристалізації заевтектичних силумінів з підвищеним вмістом заліза Conditions for the formation of iron-containing phases during crystallization hypoeutectic silumin with a high content of iron |
| title_full | Условия формирования железосодержащих фаз при кристаллизации заэвтектических силуминов с повышенным содержанием железа |
| title_fullStr | Условия формирования железосодержащих фаз при кристаллизации заэвтектических силуминов с повышенным содержанием железа |
| title_full_unstemmed | Условия формирования железосодержащих фаз при кристаллизации заэвтектических силуминов с повышенным содержанием железа |
| title_short | Условия формирования железосодержащих фаз при кристаллизации заэвтектических силуминов с повышенным содержанием железа |
| title_sort | условия формирования железосодержащих фаз при кристаллизации заэвтектических силуминов с повышенным содержанием железа |
| topic | Кристаллизация и структурообразование сплавов |
| topic_facet | Кристаллизация и структурообразование сплавов |
| url | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/167421 |
| work_keys_str_mv | AT dmitrišinaâû usloviâformirovaniâželezosoderžaŝihfazprikristallizaciizaévtektičeskihsiluminovspovyšennymsoderžaniemželeza AT dmitrišinaâû umoviformuvannâzalízovmísnihfazprikristalízacíízaevtektičnihsilumínívzpídviŝenimvmístomzalíza AT dmitrišinaâû conditionsfortheformationofironcontainingphasesduringcrystallizationhypoeutecticsiluminwithahighcontentofiron |