ЗМІСТ

1. Введення
2. Літературний огляд по темі диплома
2.1. Сплави системи Al - Si - Mg
2.2. Сплави системи Al - Mg - Si
2.3. Жаропрочное поршневих ливарних алюмінієвих сплавів
2.3.1.Вліяніе легуючих елементів на жаропрочное поршневих сплавів
2.3.2. Жаропрочное висококремніевих легованих сплавів
2.4. Короткочасні випробування ливарних алюмінієвих сплавів пріповишенних
температурах
2.4.1. Короткочасні випробування сплавів на розтяг за звичайною методикою
2.5. Діаграма Al - Mg - Si
2.6. Бистрозакрісталлізованние сплави на основі алюмінію і способи їх отримання
3. Експериментальна частина
3.1Обоснованіе вибору сплавів для дослідження
3.2. Дослідження гранульованих сплавів
3.3. Коефіцієнт лінійного розширення досліджуваних сплавів
3.4.Виводи
4. Економіка
4.1. Техніко - економічне обгрунтування НДР
4.2. Організація і планування НДР

4.3. Індивідуальне виробниче завдання на виконання НДР
4.4. Складання кошторису витрат на дипломну НДР
5. Промислова екологія і безпека виробництва
5.1. Загальний аналіз умов праці при проведенііісследованій
5.2. Розробка інженерних заходів щодо захисту від ОПФ і ВПФ
5.3. Забезпечення пожежної безпеки при проведенні досліджень
5.4. Захист навколишнього середовища
6. Висновок
7. Література

1.Вступ

Пріоритетні властивості матеріалів для поршнів двигунів внутрішнього згоряння та дизельних двигунів можна класифікувати таким чином: низький коефіцієнт лінійного розширення, висока міцність і жароміцних, зносостійкість і, відповідно, висока технологічність і ефективність при виробництві.
Очевидно, що особливі експлуатаційні умови для двигуна сучасної гоночної машини зумовлюють інший список пріоритетів для поршневих матеріалів.
Метою даної дослідної роботи є розробка поршневого матеріалу, що має особливий комплекс властивостей: низька щільність, висока жаропрочное і термостабільність, висока теплопровідність і т.д.
Основними матеріалами, що використовуються в двигунах Формули-1, є алюмінієві магнієві, титанові та сталеві сплави, хоча в окремих випадках можуть застосовуватися й інші, наприклад, кераміка і углеволокно.
Алюміній - найбільш поширений матеріал завдяки його жорсткості. Тому з нього роблять головні елементи двигуна, наприклад, головки циліндрів, блок циліндрів, поршні. Багато хто з цих компонентів виробляються зі спеціальних алюмінієвих сплавів, наприклад Metal Matrix Composite (MMC), який тільки почав з'являтися у Формулі-1. Додатковим плюсом у використанні алюмінію є його висока теплопровідність. У результаті цього тепло, що створюється всередині двигуна, швидко відводиться назовні і ефективно розсіюється.



Магній легше алюмінію, але його жорсткість нижче, тому що він використовується в таких частинах як оболонки кулачків. Шатуни зроблені з титану. Хоча ці матеріали важче алюмінію, але набагато жорсткіше. З сталі (до складу якої входять різні кількості нікелю та хрому) роблять колінчастий вал, оскільки на цей вузол впливає величезна енергія, а значить, потрібен високий рівень міцності. Углеволокно (карбонове волокно), широко застосовується при виготовленні шасі, у виробництві двигуна майже не бере участі. Але його все ж можна побачити наприклад в якості оболонки пружин. Низький вага та ізоляційні властивості кераміки представляють широкий інтерес для застосування, однак недостатня міцність поки обмежують її використання в двигунах Формули-1. Деякі виробники застосовують її як покриття впускних клапанів, щоб запобігти теплопередачу від вихлопних газів до голівок циліндра. У деяких командах з кераміки зроблені вихлопні труби. Сама система вихлопу зроблена з інконеля, спеціального сплаву нікелю, цинку і хрому, який застосовується в авіаційних двигунах. Це дуже тонкий і легкий метал, але що витримує високі температури, близько 800-900 градусів. Він з легкістю витримує режими швидкого нагрівання та охолодження, властиві роботі системи вихлопу боліда Формули-1.
У форсованих моторах застосування кованих поршнів якщо вже не обов'язково, то у всякому випадку бажано. Але перш ніж говорити про їх переваги, внесемо ясність в термінологію. Точна назва процесу не кування, а ізотермічна штампування, оскільки заготівлю поршня отримують з прутка витискуванням без плавлення - єдиним ходом преса при постійній температурі 495 ± 5 ° С.




 

Фотографії поршнів гоночних болідів Formula-1 фірми Mahle

У порівнянні з литими штамповані поршні легше і одночасно міцніший, їх форма оптимальна для форсованих двигунів, схильність до прогорання менше. На підтвердження звернемося до цифр. Твердість кованих поршнів 120-130 од. по Бріннелю проти 80-90 од. в звичайних. Термоциклічної стійкість вище в 5-6 разів. Якщо литі до появи перших тріщин витримують в середньому 400 випробувальних циклів «нагрів-охолодження», то штамповані - 2500.
Як предмет дослідження в даній роботі були вибрані сплави на основі Al - Mg - Si, отримані методомвисокоскоростной кристалізації (розпилення з перфорованого склянки) у вигляді гранул.
 2. ЛІТЕРАТУРНИЙ ОГЛЯД ПО ТЕМІ ДИПЛОМА

2.1 Сплави системи Al - Si - Mg
Найбільш типовим сплавом силумін системи Al-Si-Mg, що знайшли широке застосування, є сплав АЛ9 (6-8% Si, 0,25 - 0,4% Mg, решта Al). Сплав АЛ9 застосовується як у загартованому (Т4), так і в частково постарене стані (Т5).
Сплав АЛ9 розроблений в середині тридцятих років. В основному він призначений для лиття тонкостінних і складних по конфігурації деталей, що несуть середні за величиною навантаження (деталі карбюраторів, корпуси помп і різної апаратури).
До переваг сплаву АЛ9 слід віднести:
а) добрі ливарні властивості (висока жидкотекучестью, мінімальна лінейнаяусадка), блізкіек властивостями сплаву АЛ2, що дозволяє одержувати тонкостінні виливки складної конфігурації;
б) малу схильність до утворення гарячих тріщин;
в) порівняно високу міцність і задовільну пластичність;
г) в порівнянні зі сплавом АЛ4 менш складну технологію лиття деталей: не потрібно застосування автоклава для кристалізації під тиском; модифікування зазвичай проводиться потрійним стандартним модифікатором, що економічніше.
До недоліків сплаву АЛ9 відносяться:
а) знижена оброблюваність різанням;
б) хоча зі збільшенням вмісту магнію міцність сплаву підвищується і оброблюваність різанням поліпшується, але пластичність сплаву при цьому знижується;
в) знижена корозійна стійкість до азотної кислоти;
г) поніженнаяжаропрочность, которуюможноповисіть, увелічіваясодержаніекремніяімагнія, атакжедополнітельно легіруя сплавмедью.
Основна зміцнюючої фаза потрійних сплавів - фаза Mg2Si, що належить до дальтонідному типу з визначеними хімічним складом, властивостями та нормальної валентністю. Ця фаза має кубічну елементарну комірку і не утворює твердих розчинів зі своїми компонентами, що характерно для іонних сполук на відміну від фаз бертоллідного типу (наприклад, фази Al3Mg .:).< br /> Методом рентгеноструктурного аналізу та Металографічні дослідження процесу старіння сплавів алюмінію з кремнієм
і магнієм встановлено, що процес розпаду твердого розчину магнію і кремнію в алюмінії здійснюється за наступною схемою:
1.ПоявляютсяЗГПвкрісталліческойрешетке твердогораствора, тобто відбувається перегрупування в напрямку зближення атомовкремніяімагніядляобразованіяметастабільнойфази Mg2Si. Ці процеси йдуть повільно при кімнатній температурі й інтенсивно при підвищеній. Така перегрупування атомів супроводжується сильним спотворенням кристалічної решітки, що є причиною зміцнення сплавів типу силумін при кімнатній температурі і початкового зниження жаропрочное при температурах старіння (160-170 С і вище).
2.Образуются одномірні і двовимірні зародки метастабільній фази Р '(Mg2Si), яка має гексагональну грати. Вважається, що формування фази Mg.2Si - основна причина зміцнення сплавів системи Al-Si-Mg, але з появою стабільної фази Mg, Si помітно знижується жаропрочное потрійних сплавів. Це особливо проявляється при 170-180 ° С протягом 25-ч витримки.
3.Образуется стабільна фаза Mg.2Si в загартованих сплавах типу силумін при 185-220 ° С протягом кількох годин, а при 300о С - протягом 30 хв старіння з різким зниженням міцності сплаву.
Застосовуючи старіння в інтервалі температур 180-225 ° С з малим часом витримки, можна забезпечити сплаву АЛ9 високу міцність і знижену пластичність.
Жаропрочное цих сплавів можна значно підвищити двома шляхами: зміцнити твердий розчин комплексним легуванням і межі зерен стійкими фазами, кристалізується у розгалуженій формі; вільний (елементарний) кремній зв'язати в стійкі з'єднання (Al8Si8Mg3Fe, Al4Si2Fe, Al5SiFe та ін.) При цьому кремній не слід пов'язувати в такі сполуки, в яких другий компонент має підвищений коефіцієнт дифузії. Таким прикладом може служити фаза Mg2Si, яка є зміцнюючої фазою; вона міститься в структурі більшості сплавів типу силумін (АЛ4, АЛ9 та ін).
Фаза Ai2Si формується через ряд фазових перетворень, сильно спотворюють кристалічну решітку матриці, що обумовлює значне зміцнення сплавів при кімнатній температурі. Це досягається застосуванням відповідної термічної обробки (загартування і старіння). У потрійних сплавах системи А1-Si-Mg були вперше виявлені в алюмінієвій матриці зони, що характеризують стадії предвиделенія. Автори робіт, користуючись у своїх дослідженнях методом рентгеноструктурного аналізу, в сплавах, постарені при кімнатній температурі, не могли виявити структуру зон, хоча механічні властивості нних сплавів підвищувалися. Лише тільки при температурі 150оС зони скупчення магнію і кремнію в матриці розташовуються локально. За допомогою вакансій (що утворилися в процесі загартування) розчинені атоми спочатку збираються в ланцюжка без будь-якого порядку, потім атоми легуючих елементів поступово розташовуються в певному
порядку і параметр (4,04 А) утворюється ланцюжка стає таким же, як у елементарної комірки матриці.
При підвищених температурах ряди атомів легуючих компонентів створюють будову областей, дещо відмінне від будови матриці. У цьому випадку фаза B "поступово перетворюється у фазу B '. Атомна перебудова супроводжується великим спотворенням кристалічної решітки матриці, що є причиною значного підвищення механічних властивостей сплавів типу силумін. Однак такий напружений стан кристалічної решітки сприяє зниженню жароміцних сплавів. Це особливо переконливо проявляється в зміні структури твердого розчину сплаву типу АЛ9. І. Ф. Колобнев, Т. І. Решетник та В. К. Мостіпан, досліджуючи потрійні сплави типу силумін електронномікроскопіческім методом, показали, що при температурі старіння 165о С процес розпаду твердого розчину сплаву типу АЛ9 (А1 + 8,9% Si + 0,46% Mg) протікає порівняно швидко.
У процесі старіння при температурі 135 ° С протягом 15 год утворилися скупчення ультрадисперсних часток елементарного кремнію. Форма скупчень таких часток кремнію аналогічна формі скупчень таких же частинок кремнію, отриманих в роботі Н. Н. Буйнова при старінні подвійного сплаву Al-Si. Крім скупчень ультрадисперсних часток кремнію, у структурі твердого розчину є атомні скупчення у вигляді круглих (білих) точок, очевидно ЗГП2, або, як у багатьох роботах прийнято позначати «фазу» B ". Такі продукти розпаду твердого розчину, що утворюються у вигляді ланцюжків, у сплавах системи Al-Si-Mg характерні для початкової стадії старіння. Структура сплаву АЛ9, зістареного при температурі 150 ° С протягом 15 год, підтверджує це.
При більш високих температурах старіння кількість і величина ультрадисперсних часток елементарного кремнію, а також і білих точкових виділень сильно зростають. Структура твердого розчину сплаву АЛ9 після старіння 15 і 25 годин при температурі 165 ° С характеризується великим скупченням часток, кремнію і утворенням частинок метастабільній фази B ', а також і стабільної Mg2Si.
З підвищенням температури розпад твердого розчину протікає дуже інтенсивно і утворюються скупчення частинок метастабільних фаз підвищеної щільності за більш короткий час. При цьому розмір часток метастабільних фаз значно збільшується з подовженням тривалості старіння. Особливо інтенсивно твердий розчин розпадається при температурі 175оС з витримкою 10 год Частинки силіцидів магнію (у вигляді білих тонких смуг) розташовані орієнтовано. Розпад твердого розчину в процесі старіння при температурі 200 ° С практично закінчується протягом 10 ч. Тому і міцність сплаву АЛ9 при температурі 200 ° С низька.
Дані табл. 1 та 2 дозволяють зробити два висновки: для тривалої роботи при високих температурах сплав типу АЛ9 рекомендувати не слід; зі збільшенням вмісту кремнію в сплаві (модифіковане стан) міцність цих сплавів з підвищенням температури знижується. Подальше підвищення часу витримки при температурі 300 ° С зумовлює зростання часток продуктів розпаду твердого розчину.
Всі зазначені вище процеси протікали в нерівноважних умовах.
Таблиця 2.2
Ізмененіедлітельнойпрочностісплава АЛ9 в залежності від температури:. і прикладеної напруги (зразки діам.10 мм, відлиті в піщані форми)
Температура
випробування, оС
Загальна тривалість випробування до руйнування, ч

Сплави випробовували в немодіфіцнрованном стані, тому їх пластичність занижена.

При температурі 400 ° С розчинність Mg2Si приблизно в два рази вище розчинності кремнію в твердому алюмінії, тоді як в інтервалі температур гартування розчинності їх практично однакові. Однак ефект термічної обробки сплавів без магнію і з магнієм дуже різний. Це пояснюється тим, що частки фази кремнію формуються швидше, ніж частки фази Mg2Si, що має більш складний склад. Очевидно, при цьому збільшується міжатомних зв'язок, порівняно з міжатомних зв'язком подвійних твердих розчинів магнію в алюмінії і кремнію в алюмінії.
Один і той же упрочнітель, наприклад Mg2Si, неоднаково впливає на властивості сплавів. Так, вміст магнію в сплаві АЛ9 на 30 ° о більше, ніж у сплаві АЛ4, проте міцність останнього вище. Це можна пояснити більш високим вмістом кремнію. Надмірна кількість кремнію не впливає на розчинність фази Mg2Si, але сприятливо позначається на формі її виділення при старінні. Очевидно, цим можна пояснити більш високу (на 25%) міцність сплаву АЛ4 в порівнянні зі сплавом АЛ9.
За хімічним складом сплав ВАЛ5 відрізняється від сплаву АЛ9 невеликими добавками берилію і титану, незначно впливають на структуру твердого розчину. Тому його жаропрочное близька до жароміцних сплавах АЛ9. Сплав ВАЛ5 має-наступний фазовий склад: a, Si, Mg2Si, Al3Ti, Be3SiFe.

Чим вище ступінь пересичені твердого розчину сплавів системи Al-Mg, тим більше вони схильні до природного старіння, що призводить до різкого зниження пластичності сплавів і корозії їх під напругою.
Щоб уникнути наслідків природного старіння, дослідники різних країн при створенні нових сплавів обмежували вміст магнію в них 10%. З метою підвищення корозійної стійкості під напругою в нові сплави вводили невеликі добавки перехідних елементів. Це сприяє утворенню частинок сполук типу Al3Ti, Al12Mg2Cr2, Al10Mg2Mn, розташованих по межах зерен уривчасто. Частинки сполук по відношенню до зерна твердого розчину є катодом, що перешкоджає розвитку процесів корозійного розтріскування під напругою.
Слід зауважити, що присутність невеликої кількості міді, заліза та кремнію в сплавах типу магналій також гальмує розвиток процесів межзеренного розтріскування. Але такі добавки (або домішки) знижують загальну корозійну стійкість цих сплавів.

2.2 Сплави системи Al - Mg - Si
Введення кремнію в сплави типу магналій сприяє зменшенню чутливості до утворення тріщин, збільшення жідкоте-кучесті і щільності литва, а також підвищенню жаропрочное. Останнє пояснюється порівняно слабким взаємодією а-твердого розчину з фазою Mg2Si, присутність якої в структурі знижує інтенсивність дифузійних процесів.
Фаза Mg2Si часто кристалізується в цих сп?? авах у розгалуженій (павукоподібних) формі, що сприяє зниженню їх механічних властивостей при кімнатній температурі. Разом з тим фаза Mg2Si знижує пластичність сплавів, тому зміст кремнію в сплавах типу магналій не повинно перевищувати 1,5%.

Табліца2.4
Вплив кремнію на жіскотекучесть сплавів типу магналій з вмістом заліза 0,09-0,2% при температурі заливки 700 "З [164]
Хімічний склад,% (решта А1)
Середня довжина прутка при 700 ° С, мм
Хімічний склад,% (решта А1)
Середня дл и н а прутка при 700о С, мм

Введення марганцю в сплави типу магналій підвищує їх жаропрочное і покращує корозійну стійкість.
У табл. 4 наведені дані по жидкотекучестью сплавів типу магналій залежно від змісту кремнію. Максимальна величина жидкотекучестью у всіх сплавів з вмістом 9, 11 і 13% Mg спостерігається при 1,2% Si. Для сплавів з 5% Mg максимум жидкотекучестью зміщується до 1,6% Si. Підвищення жидкотекучестью в сплавах при вмісті в них 1,2% Si можна пояснити збільшенням кількості потрійний евтектики: а + Mg2Si + Р (Al3Mg2), a подальше зниження жидкотекучестью пов'язано зі збільшенням кількості первинних кристалів фази Mg2Si в розплаві.
У табл. 5 наведені механічні властивості сплавів системи Al-Mg-Si в залежності від вмісту в них магнію і кремнію при різних температурах, з яких видно, що сплав типу АЛ22 має перевагу перед іншими сплавами.
У сорокових роках німецькі дослідники, особливо Мейер і Росслер, приділяли значну увагу вивченню жароміцних сплавів типу магналій з кремнієм і намагалися застосувати їх для виготовлення поршнів авіаційних двигунів. При цьому було поставлено за мету зменшити щільність до 2,5-2,6 г/см3, підвищити твердість і теплопровідність сплавів. Проте випробування показали, що цього досягти неможливо при використанні сплаву типу магналій. Був запропонований сплав алюмінію з вмістом 5-7% Mg і 1, -1,5% Si, що володіє підвищеною жаропрочное. Цьому сплаву була присвоєна марка Hg51.
У Радянському Союзі такий сплав відомий під маркою АЛ13. Недолік його - порівняно низька міцність при кімнатній температурі.
В даний час знайшли промислове застосування три сплаву типу магналій з кремнієм: АЛ13, АМгТЛ (АЛ29). З'єднання Mg2Si утворює подвійну евтектики з а-твердим розчином (8,25% Mg; 4,75% Si; інше Al) з температурою плавлення 595 ° С. При малому вмісті магнію в сплаві евтектика розташовується по межах зерен твердого розчину (будова її грубіє зі збільшенням вмісту магнію в сплаві), такий характер розташування частинок фази Mg2Si підвищує жароміцних сплавів.
Розчинність фази Mg2Si в твердому алюмінії у багато разів менше розчинності магнію. Отже, всі промислові потрійні сплави (АЛ 13, АЛ29, АЛ22) в загартованому стані мають гетерогенну структуру. Тому в них не може бути високих механічних властивостей, притаманних загартованим подвійним сплавів АЛ8, АЛ8М, АЛ27-1.
Один із шляхів підвищення міцності сплаву - збільшення швидкості кристалізації, яка може сприяти отриманню щільної дрібнозернистою структури і більше дисперсних частинок фаз Mg2Si. Al3Fe, Al3Ti. Тому при лиття деталей з цього сплаву в піщані форми особливо бажано застосовувати холодильники або відливати деталі в металеві форми.
Дослідження механічних властивостей литих термічно не оброблених сплавів (табл. 6) показує, що межа міцності майже не залежить від вмісту магнію, а відносне подовження у міру підвищення вмісту магнію, особливо починаючи з 9%, значно знижується.
Т а б л и ц а2.5
Механічні властивості сплавів при підвищених температурах (зразки, відлиті впесчание форми)
Хімічний склад,% (решта Аl)

Сплави із вмістом більше 9% Mg і 0,3% Si не рекомендується застосовувати без термічної обробки.
У табл. 7 наведені порівняльні типові механічні та технологічні властивості чотирьох сплавів. Корозійна стійкість сплаву АЛ22 у порівнянні з корозійної стійкістю інших сплавів наступна. При випробуванні сплавів протягом 30 днів у прісній воді втрата в масі сплаву АЛ22 склала 2,5, а сплаву АЛ4 8,8 г/ж2.
При випробуванні протягом 45 днів методом розпилення 3%-ного. розчину NaCl втрата в масі сплаву АЛ22 склала 4,9, сплаву АЛЗ 16,9, а сплаву АЛ1 24,7 г/л; 2. При випробуванні протягом 20 днів в особливо жорстких умовах (розчин 3% NaCl + 0,2% Н2О2) втрата, в масі неанодірованного сплаву АЛ22 склала 1,5, а анодованого 0,1 г/л2.
З наведених у табл. 6 і 7 даних видно, що для отримання високої міцності сплаву АЛ22 вміст магнію при шихтуванням повинно бути на деякий час (до 11%), а кремнію - на нижній межі (не більше 0,8%). Результати порівняння жароміцних сплавів АЛ8, АЛ13 і АЛ22 наведено в табл. 8. За жаропрочное сплави розташовуються в наступний висхідний ряд: АЛ8 -> АЛ 13 -> АЛ22. Сплав АЛ8 по жаропрочное дуже сильно поступається сплавів АЛ13 і АЛ22 у зв'язку з тим, що процеси розпаду твердого розчину протікають в ньому найбільш сильно.

Щільність, г/см3 ..... Жидкотекучестью при 700 ° С, мм ...........< br /> Лінійна усадка,% • • • Схильність до утворення гарячих тріщин в процесі кристалізації і подальшого охолодження (ширина кільця, за якої утворюються тріщини), мм • • • Тиск, при якому з'являється текти або руйнування, am ........ . Умови ведення плавки •

У структурі сплаву ВАЛ1 ще явна перевага продуктів зонної стадії розпаду твердого розчину. При подальшому підвищенні температури на 25 град значно змінюється структура сплаву АЛ 19. Збільшуються ділянки зерен твердого розчину без продуктів його розпаду, тоді як на інших ділянках зерен твердого розчину спостерігається угруповання продуктів розпаду навколо частинок стабільної фази Т (А112Мп., Сі). Фаза Т також коагулює.
Зміна в структурі сплаву А19 після З-ч витримки при температурі 300 ° С призводить до подальшого розвитку процесів розчинення дрібних виділень фази 0 'і коагуляції частинок фази Т, але в зернах твердого розчину ще частково добре видно скупчення продуктів його розпаду. Збільшення тривалості витримки при 300оС до 10ч призводить до інтенсивного процесу коагуляції частинок фази Т і освіти часток стабільної фази CuAl2. У структурі твердого розчину сплаву ВАЛ1, незважаючи на тривалий (10 год) старіння при температурі 275 ° С, спостерігаються досить дрібні, рівномірно розташовані у вигляді ланцюжків. При цьому частки фази Т кілька коагулюють.
Структура сплаву ВАЛ1 після 10-ч витримки при температурі 300 ° С різко відрізняється від структури сплаву АЛ19. У твердому розчині з високою щільністю розподілені точкові і дрібні пластинчасті продукти розпаду. Загальмованість розпаду твердого розчину і присутність тугоплавких фаз Al6Cu3Ni і А112Мп.2Сі забезпечують сплаву ВАЛ1 високу жаропрочное. Зі зміною тонкої структури відповідно змінюються і механічні властивості, тому жароміцних сплавах ВАЛ1 на 30% вище, ніж у АЛ 19.

2.3 Жаропрочное поршневих ливарних алюмінієвих сплавів.

На поршні в різних двигунах діють знакозмінні навантаження при постійному їх контакті з агресивними рідкими і газовими середовищами. При цьому навантаження бувають дуже великі (10 000-18 000 т) і температура полум'я підвищується до 800 ° С. Тому до сплавів для поршнів ставляться такі вимоги:
1.Поніженнаяплотность, сніжающаянагрузкунашатун.
2.Поніженнийкоеффіціенттерміческогорасшіренія, так какціліндридвігателейстальние, коеффіціенттерміческого розширення яких у два рази менше, ніж у алюмінію. При низькому коефіцієнті у алюмінієвого поршня необхідно робити мінімальний зазор між поршнем і циліндром, що буде сприяти підвищенню потужності двигуна, меншому витраті змащувальну веществаігорючего, атакжеувеліченіюсрокаексплуатаціі циліндрів, поршневих кілець і поршнів. Таким чином, коефіцієнт термічного розширення - один з найважливіших характеристик поршня.
3.Повишенная теплопровідність, що забезпечує швидке відведення тепла від камери згоряння двигуна.
4.Повишенная твердість. Це визначає зносостійкість поршнів.
5.Високая щільність (проникнення газу в пори і мікротріщини призводить до швидкого руйнування поршнів).
6.Стабільностьструктурипоршня.Структурниеізмененія можуть привести до об'ємного зміни поршня (до явищ «зростання») до заклинювання його і швидкого виходу з ладу.
7.Коррозіонная стійкість в середовищі гарячих агресивних газів. Впливаючи на днищі поршня, гази можуть привести його до швидкого руйнування.
Допоследнеговременіпоршніотечественнихавтомобільних і тракторних двигунів у більшості своїй відливали з вторинної алюмінієвого сплаву АЛ10В. Незважаючи на кращу, ніж у інших сплавів типу силумін, оброблюваність різанням, сплав АЛ10В імеетряднедостатков: повишеннийкоеффіціенттерміческого; розширення, схильність до об'ємним змін в процесі експлуатації і знижену корозійну стійкість. Це призводить до утворення на поршнях «задирів і тріщин.
В інших країнах для лиття поршнів широко застосовують сплави
типу Лоу-Екс або АЛ25 з 10-14% Si, a також сплави з високим змістом кремнію (до 26%), що мають великі переваги перед сплавом АЛ 10В (висока жидкотекучестью, знижена лінійна усадка, мала схильність до утворення гарячих тріщин), що дозволяє одержувати з них ажурні виливки з великою разностенностио. Крім того, висококремніевие сплави більш корозієстійких, що дозволяє збільшувати ресурс використання поршнів і двигуна, що працюють на різних видах палива.
Чим вищий вміст кремнію в цих сплавах, тим нижче коефіцієнт термічного розширення. Зі збільшенням вмісту кремнію знижується пластичність сплавів і погіршується їх оброблюваність різанням. Для усунення цих недоліків необхідно розробити більш досконалі методи модифікування сплавів.
Висококремніевие алюмінієві сплави найбільш перспективні для виготовлення поршнів, тому в цій главі приділяється велика увага докладному дослідженню впливу легуючих елементів і домішок на жаропрочное цих сплавів.

2.3.1. Вплив легуючих елементів на жаропрочное поршневих сплавів

Поршневі сплави відрізняються досить складним хімічним складом, тому що для підвищення жаропрочное їх зазвичай легують міддю, марганцем, нікелем, хромом, кобальт та іншими елементами.
У літературі мало даних про вплив основних легуючих елементів і домішок на жароміцних сплавів типу силумін. У всіх випадках сплави готували за єдиною методикою як з чистих металів і лігатур, так і з добавкою 35-100% вторинних сплавів, щоб з'ясувати ступінь їхнього впливу на жаропрочное досліджуваних сплавів. Для виявлення ступеня шкідливості цинку, олова та свинцю в найбільш важливі сплави спеціально вводили металеві цинк і олово, а свинець - у вигляді хлориду свинцю. З метою подрібнення первинних кристалів кремнію висококремніевие сплави типу АЛ26 модифікували фосфором у вигляді фосфористої міді [8-10% Сu3Р], 1,5% якої вводили в алюмінієво-кремнієву лігатуру.
Були визначені механічні властивості при розтягу, гаряча твердість при температурах 200, 250, 300 і 350о С і тривала міцність при 300 ° С.
Механічні властивості сплавів при кімнатній температурі визначали на зразках диам. 12 мм, виточених з кокільна заготовок диам. 20 мм, і на окремо відлитих в землю зразках диам. 10 мм з ливарні кіркою. Тривалу міцність сплавів визначали за тривалістю випробування зразків до руйнування при певній напрузі на таких зразках. Гарячу твердість сплавів визначали з використанням кульки диам. 10 мм при навантаженні 100 кГ і тривалості навантаження 30 хв. Зразки висотою 12 мм вирізали з кокільна заготовки диам. 20 мм.
і піддавали 100-ч стабілізації при температурах випробування. Крім того, визначали так звану залишкову твердість при кімнатній температурі після визначення гарячої твердості.
Литі зразки всіх сплавів відчували після старіння. Режим старіння для сплавів типу АЛ25 і АЛ26: нагрівання при 200 ° С протягом 12 год з наступним охолодженням на повітрі; для висококремніевих сплавів: нагрівання при 230 'С протягом 12 год з наступним охолодженням на повітрі. Режими старіння були обрані на підставі даних, отриманих В. М. Бусарова при дослідженні впливу різних режимів старіння на твердість сплавів АЛ25 і АЛ26, а температура старіння підібрана така, яка забезпечувала одержання необхідної твердості сплаву ц знижувала ливарні напруги.
У табл.9пріведенхіміческій составісследуемих сплавів.
Домішки олова та свинцю в зазначених межах помітно не впливають на механічні властивості при кімнатній температурі і тривалу міцність при 300: сплавів типу ЖЛС (сплав 2) і АЛ10В. Отже, можна вважати допустимими домішки до 0,02% Sn і до 0,10% рь.
Зміна змісту кремнію в межах 10-14% істотно не впливає на властивості сплаву.
Зміна вмісту міді в межах 0,5-4,5% мало відбивається на міцності сплаву при кімнатній температурі, але підвищення вмісту міді сприяє підвищенню тривалої міцності при 300 С. Це пояснюється тим, що мідь при високому вмісті бере участь у підвищенні міжатомних зв'язку твердого розчину , що містить марганець, магній та інші аналогічні елементи. Крім того, при розпаді твердого розчину складного по складу сплаву утворюються дисперсні частинки, які беруть участь у створення мікрогетерогенних всередині зерен твердого розчину, що ускладнює їх деформацію. Надлишкова мідь бере участь в утворенні нікелевмісну фази, що кристалізується у розгалуженій формі, її частки, розташовуючись по межі зерен твердого розчину, блокують їх і тим самим забезпечують значне підвищення жароміцних сплавів. Зміст міді в сплаві слід обмежити 3,0%, тому що при її надлишку в структурі сплаву з'явиться фаза CuAl, що сприяє охрупчіванію сплаву, зниження корозійної стійкості та підвищення схильності до об'ємним змін ( «зростання» поршнів).
Введення магнію підвищує міцність сплаву при кімнатній температурі, але мало позначається на жаропрочное. Оптимальні властивості сплав має при вмісті магнію 0,75-1,3%.
Табліца2.9
Хімічний склад поршневих сплавів
Сплав
Вміст елементів,% (решта А1)

Введення 0,5-2,0% нікелю мало змінює механічні властивості сплаву при кімнатній температурі, але помітно підвищує його жаропрочное. Це пояснюється тим, що нікелевмісну фаза сприяє зміцненню кордонів зерен твердого розчину. У сплаві необхідно мати 0,8-1,3% нікелю.
Домішка олова (до 0,08%) помітно не позначилася на зміну механічних властивостей. Однак зміст його слід обмежити 0,02%, тому що в масивних перетинах виливків можливе скупчення легкоплавку евтектики (Al + Sn), що різко знижує жароміцних сплавів.
Введення свинцю (до 0,15%) не позначилося на властивостях сплаву, але зміст його слід обмежити 0,1% внаслідок підвищеної схильності до ліквації, яка сприяє зниженню жароміцних сплавів.
Таким чином, зміст легуючих елементів і домішок у сплаві АЛ25 (ЖЛС1) встановлено наступне: 11,0-13,0% Si, 1,5-3,0% Си, 0,8-1,3% Mg, 0,8 -1,3% Ni, 0,3-0,6% Mn, 0,05 - 0,2% Ti, до 0,8% Fe, до 0,5% Zn, до 0,02% Sn, до 0 , 1% Pb, інше - алюміній.

2.3.2. Жаропрочное висококремніевих легованих сплавів

Для дослідження були виготовлені висококремнневие сплави типу KS280 з кобальтом (умовна марка АК21), типу KS280 з хромом (умовна марка АЛ26) та інші сплави.
Випробування проводилися на окремо відлитих (в піщані форми) зразках диам. 10 мм з ливарні кіркою. Сплави АК21 і АЛ26 мають практично однакові механічні властивості при кімнатній температурі і тривалу міцність при 300о С.
Дослідження показали, що комплексне легування міддю, нікелем і марганцем (або кобальтом) значно підвищує жароміцних сплавів типу силумін (АЛ25 і АЛ26). За жаропрочное сплав АЛ25 перевершує сплав АЛ10В, жароміцних сплаву АЛ26 ще вище. Підвищена жароміцних сплавах АЛ26 забезпечується збільшенням ступеня легування твердого розчину елементами з низьким коефіцієнтом дифузії, а також зміцненням кордонів зерен твердого розчину частками другого фаз які до 300о С мало взаємодіють з а-твердим розчином. Крім того, дрібних частинок кремнію, схильних до коагуляції, в сплаві АЛ26 менше. Сплави АЛ25 і АЛ26 відрізняються меншим (у два рази) вмістом міді в порівнянні зі сплавом АЛ10В, тому вони мають невеликі величини коефіцієнта термічного розширення, об'ємного зміни під час роботи поршнів і більш високі жаростійких та ливарні властивості. Слідчий?? але, можна давати менший зазор між поршнем з нових сплавів і циліндром. Цей фактор відіграє важливу роль у зниженні витрати масла та пального.
Були встановлені верхні межі домішок олова та свинцю, що дозволяє готувати сплави АЛ25 і АЛ26 із застосуванням більшої кількості вторинних металів.
До недоліків сплаву АЛ26 слід віднести грубокрісталліческую структуру (зміст великої кількості великих первинних кристалів кремнію), що знижує відносне подовження до 0,2%. Підвищити цю величину можна модифікування. Існуючі в даний час способи модифікування заевтектіческіх (особливо, що містять більше 20% Si) силумінів вельми різноманітні. Модифікування здійснюють фосфористої міддю, червоним фосфором, різними неорганічними сполуками фосфору, Термітне сумішами і т. д. За кордоном для модифікування заевтектіческіх силумінів застосовують складні препарати, що містять фтортітанат і фторцірконат калію та інші речовини.
Однак є в даний час модифікатори не дозволяють отримати потрібні структуру і механічні властивості заевтектіческіх силумінів. Загальний недолік всіх відомих модифікаторів - це те, що при подрібненні кристалів первинного кремнію огрубляє структура евтектики a - Al3Si, внаслідок чого відносне подовження навіть добре модифікованих сплавів, що містять більше 22% кремнію, дуже низька (не перевищує 0,5%). З метою усунення цього недоліку І. Ф. Колобневим і В. А. Ро-тенбергом для заевтектіческіх силумінів запропоновані комбіновані модифікатори, що містять фосфор і вуглець (у вигляді фосфорорганнческіх з'єднань).
Експерименти по модифікації заевтектіческіх силумінів тріфеніловим ефіром ортофосфорної кислоти (тріфенілфосфатом) (С10Н3О3) РВ, хлорофосу С4Н8О4РС19 та іншими фосфорорганічними сполуками показали, що введення фосфору та вуглецю (у вигляді фосфорорганічних сполук) в розплав дозволяє різко подрібнити кристали первинного кремнію і одночасно модифіковані евтектики, тоді як існують у цей час модифікатори подрібнюють первинний кремній, але при цьому сприяють огрублення евтектики.
Досліджений сплав мав наступний хімічний склад: 21,75% Si; 2,93% Сі; 2,04% Ni; 0,52% Мп; 0,38% Сг; 0,24% Ti; 0,68% Mg-0 , 1% Zr; 0,56% Fe.
Межа міцності при розтягу та відносне подовження заевтектіческіх силумінів, модифікованих фосфорорганічними сполуками (зокрема, хлорофосу і тріфінілфосфатом), вище цих же характеристик сплавів, модифікованих іншими способами, в середньому відповідно на 10-15% і на 40-50%. Цікаво відзначити, що відносне подовження модифікованих фосфорорганічними сполуками сплавів досягало на цілому ряді зразків 2,0-2,5%.
Механізм модифікування заевтектіческіх силумінів фосфор-органічними сполуками можна представити таким чином. Як було показано прямими експериментами з фільтрації розплавів, при введенні в заевтектіческіе силуміну фосфору утворюється фосфід алюмінію, параметри кристалічної