RU2766392C1 - Method for manufacturing products from aluminum matrix composite reinforced with silicon carbide - Google Patents
Method for manufacturing products from aluminum matrix composite reinforced with silicon carbide Download PDFInfo
- Publication number
- RU2766392C1 RU2766392C1 RU2021118962A RU2021118962A RU2766392C1 RU 2766392 C1 RU2766392 C1 RU 2766392C1 RU 2021118962 A RU2021118962 A RU 2021118962A RU 2021118962 A RU2021118962 A RU 2021118962A RU 2766392 C1 RU2766392 C1 RU 2766392C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- matrix
- temperature
- temperature equal
- heating
- silicon carbide
- Prior art date
Links
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 title claims abstract description 72
- 239000002131 composite material Substances 0.000 title claims abstract description 37
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 21
- HBMJWWWQQXIZIP-UHFFFAOYSA-N silicon carbide Chemical compound [Si+]#[C-] HBMJWWWQQXIZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims abstract description 20
- 229910010271 silicon carbide Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 20
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 14
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 title abstract description 15
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 title abstract description 15
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 35
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 5
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 abstract description 13
- 230000007547 defect Effects 0.000 abstract description 7
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- 238000007493 shaping process Methods 0.000 abstract description 6
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 2
- 230000007704 transition Effects 0.000 abstract description 2
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 11
- 239000008187 granular material Substances 0.000 description 8
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 5
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 5
- 239000000945 filler Substances 0.000 description 4
- 230000035508 accumulation Effects 0.000 description 3
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 3
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 3
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 description 3
- 239000007791 liquid phase Substances 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 230000008569 process Effects 0.000 description 3
- 102220253765 rs141230910 Human genes 0.000 description 3
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 2
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 2
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 2
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 2
- 229910018569 Al—Zn—Mg—Cu Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 1
- 230000001413 cellular effect Effects 0.000 description 1
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 1
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 1
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 1
- 239000004033 plastic Substances 0.000 description 1
- 239000004848 polyfunctional curative Substances 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 230000003014 reinforcing effect Effects 0.000 description 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 1
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 1
- 238000009827 uniform distribution Methods 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к области металлургии, в частности к обработке и изготовлению изделий из композиционных материалов на основе алюминиевых сплавов, армированных карбидом кремния.The invention relates to the field of metallurgy, in particular to the processing and manufacture of products from composite materials based on aluminum alloys reinforced with silicon carbide.
Известен способ получения алюмоматричного композита, армированного карбидом кремния, включающий этап формообразования путем горячей прокатки композита в три стадии: при температуре ниже температуры солидуса матрицы, при температуре выше температуры солидуса матрицы и затем снова при температуре выше температуры солидуса, что обеспечивает постепенное уменьшения толщины полосной заготовки (патент US 5384087, МПК С22С 32/00, 1995 год).A known method for producing an aluminum matrix composite reinforced with silicon carbide, including the stage of shaping by hot rolling of the composite in three stages: at a temperature below the matrix solidus temperature, at a temperature above the matrix solidus temperature, and then again at a temperature above the solidus temperature, which ensures a gradual reduction in the thickness of the strip blank (patent US 5384087, IPC C22C 32/00, 1995).
Однако известный способ предполагает только получение композита в форме полосы, поскольку формообразование осуществляют путем прокатки, таким образом, известным способом не могут быть изготовлены изделия сложной формы.However, the known method involves only obtaining a composite in the form of a strip, since the shaping is carried out by rolling, thus, products of complex shape cannot be manufactured using the known method.
Известен процесс обработки композита, содержащего матрицу из алюминиевого сплава, армированную карбидом кремния, включающий стадию горячей и/или холодной прокатки композита и последующую стадию горячей прокатки с частичным образованием жидкой фазы; в котором после стадии горячей и/или холодной обработки и перед стадией горячей прокатки с частичным образованием жидкой фазы применяется контролируемая стадия нагрева, на которой температура композита повышается от температуры окружающей среды до температуры от 250 до 450°С со скоростью повышения температуры менее 100°С в час (патент ЕР 0460809; МПК С22С 1/05, С22С 1/10, С22С 21/00, C22F 1/057, C22F 1/04, C22F 1/057; 1994 год) (прототип).A known process for processing a composite containing an aluminum alloy matrix reinforced with silicon carbide, including the stage of hot and/or cold rolling of the composite and the subsequent stage of hot rolling with partial formation of a liquid phase; in which, after the hot and/or cold working step and before the hot rolling step with partial liquid phase formation, a controlled heating step is applied in which the temperature of the composite is raised from ambient temperature to a temperature of 250 to 450° C. at a temperature rise rate of less than 100° C. per hour (patent EP 0460809; IPC
Однако наличие промежуточной стадии термообработки (контролируемого нагрева) усложняет и удлиняет весь технологический процесс термомеханической обработки композитного материала. Кроме того, в известном способе формообразование осуществляют путем холодной или горячей прокатки композита с получением листа определенной толщины. Способ не обеспечивает получение изделий сложной формы.However, the presence of an intermediate stage of heat treatment (controlled heating) complicates and lengthens the entire technological process of thermomechanical processing of a composite material. In addition, in the known method, shaping is carried out by cold or hot rolling of the composite to obtain a sheet of a certain thickness. The method does not provide products of complex shape.
Таким образом, перед авторами стояла задача разработать способ изготовления изделий из алюмоматричного композита, армированного карбидом кремния, обеспечивающий получение изделий сложной формы без образования дефектов.Thus, the authors were faced with the task of developing a method for manufacturing products from an aluminum-matrix composite reinforced with silicon carbide, which ensures the production of products of complex shape without the formation of defects.
Поставленная задача решена в предлагаемом способе изготовления изделий из алюмоматричного композита, армированного карбидом кремния, путем формообразования под давлением и нагрева с переменной скоростью, в котором к заготовке из обрабатываемого композита прикладывают начальное давление, равное 1-3% предела прочности матричного материала, осуществляют нагрев в три стадии: I стадия - от комнатной температуры до температуры, равной 0,1Тликвидуса матрицы, с увеличением скорости нагрева от 2°С/мин до 8°С/мин; II стадия - от температуры, равной 0,1Тликвидуса матрицы, до температуры, равной 0,2 Тликвидуса матрицы, с увеличением скорости нагрева от 8°С/мин до 11°С/мин; III стадия -от температуры, равной 0,2Тликвндуса матрицы, до температуры, равной 0,88 Тликвидуса матрицы с уменьшением скорости нагрева от 11°С/мин до 3°С/мин, с выдержкой при температуре, равной 0,88 Тликвидуса матрицы, в течение 1 мин и последующее охлаждение до комнатной температуры с произвольной скоростью.The problem is solved in the proposed method for manufacturing products from an aluminum matrix composite reinforced with silicon carbide by forming under pressure and heating at a variable rate, in which an initial pressure equal to 1-3% of the tensile strength of the matrix material is applied to the workpiece from the processed composite, heating is carried out in three stages: stage I - from room temperature to a temperature equal to 0.1 T matrix liquidus with increasing heating rate from 2°C/min to 8°C/min; Stage II - from a temperature equal to 0.1 T matrix liquidus , to a temperature equal to 0.2 T matrix liquidus , with an increase in the heating rate from 8°C/min to 11°C/min; Stage III - from a temperature equal to 0.2 T matrix liquidus to a temperature equal to 0.88 T matrix liquidus with a decrease in heating rate from 11 ° C / min to 3 ° C / min, with exposure at a temperature equal to 0.88 T matrix liquidus for 1 min and subsequent cooling to room temperature at an arbitrary rate.
В настоящее время не известен способ изготовления изделий из алюмоматричного композита, армированного карбидом кремния, путем формообразования с приложением начального давления, равного 1-3% предела прочности материала матрицы, и осуществлением нагрева в три стадии с переменной скоростью нагрева в каждой стадии.At present, there is no known method for manufacturing products from an aluminum matrix composite reinforced with silicon carbide by forming with an initial pressure equal to 1-3% of the ultimate strength of the matrix material and heating in three stages with a variable heating rate in each stage.
Исследования, проведенные авторами предлагаемого технического решения, были направлены на разработку способа изготовления изделия сложной формы из алюмоматричных композитов, армированных карбидом кремния, без образования дефектов. Как известно, композиты указанного состава относятся к классу малопластичных материалов, в связи, с чем при изготовлении изделия сложной формы при высоких значениях начальной нагрузки наблюдается обязательное разрушение заготовки. Исследования, проведенные авторами, выявили условия, обеспечивающие получение изделий сложной формы без образования дефектов. В данном случае установлен оптимальный диапазон начального давления и условий нагрева заготовки из алюмоматричного композита, армированного карбидом кремния, обеспечивающие повышение технологической пластичности и формоизменение без разрушения. Авторами разработан способ, основанный на использовании деформации в режиме кратковременной неизотермической ползучести. В процессе нагрева и деформирования в композите происходят структурные изменения, которые и определяют полученный результат. При температуре 0,84Тсолидуса матрицы в условиях уменьшающейся скорости нагрева полностью растворяются все интерметаллиды в матрице композита. Деформация происходит за счет скольжения дислокаций в алюминиевой матрице. Движению дислокаций препятствуют только частицы наполнителя SiC, которые сосредоточены на поверхности гранул матрицы и образуют скопления. Между частицами наполнителя SiC в скоплениях нет межфазной связи, поэтому при деформации происходит появление и рост трещин. В теле гранул матрицы препятствий для скольжения дислокаций при этой температуре нет, поэтому матричные гранулы легко деформируются даже при небольшой нагрузке. На боковой поверхности деформация матрицы проявляется в образовании полос сброса дислокаций (полос локализованной деформации), длина которых ограничена размерами гранул матрицы. Полоса деформации прерывается на скоплении частиц наполнителя. Внутри матричных гранул движение дислокаций происходит легко в разных направлениях гра-нецентрированной кубической кристаллической решетки твердого раствора на основе алюминия, частицы SiC препятствуют движению дислокаций, если частица SiC единичная, то реализуется движение дислокации по механизму огибания, а если множественные частицы SiC образуют скопления, то дислокации останавливаются на них, что приводит к образованию полосы сброса. Причем, если размер матричных гранул более 70 мкм, то расстояние между полосами деформации составляет 15-20 мкм, а при их размере менее 30 мкм. полосы деформации расположены гораздо ближе друг к другу - примерно на расстоянии 5-10 мкм.The studies carried out by the authors of the proposed technical solution were aimed at developing a method for manufacturing a product of complex shape from alumina-matrix composites reinforced with silicon carbide without the formation of defects. As is known, the composites of the specified composition belong to the class of low-plastic materials, and therefore, in the manufacture of a product of complex shape at high values of the initial load, the mandatory destruction of the workpiece is observed. The studies carried out by the authors revealed the conditions that ensure the production of products of complex shape without the formation of defects. In this case, the optimal range of initial pressure and conditions for heating a billet made of an aluminum matrix composite reinforced with silicon carbide is established, which provide an increase in technological plasticity and shaping without destruction. The authors have developed a method based on the use of deformation in the mode of short-term non-isothermal creep. During heating and deformation, structural changes occur in the composite, which determine the result obtained. At a temperature of 0.84 T of the matrix solidus , under conditions of a decreasing heating rate, all intermetallic compounds are completely dissolved in the composite matrix. The deformation occurs due to the sliding of dislocations in the aluminum matrix. The movement of dislocations is hindered only by particles of the SiC filler, which are concentrated on the surface of the matrix granules and form clusters. There is no interfacial bonding between the particles of the SiC filler in clusters; therefore, during deformation, the appearance and growth of cracks occurs. In the body of the matrix granules, there are no obstacles for the sliding of dislocations at this temperature; therefore, the matrix granules are easily deformed even under a small load. On the lateral surface, the deformation of the matrix manifests itself in the formation of dislocation shedding bands (bands of localized deformation), the length of which is limited by the size of the matrix granules. The deformation band is interrupted by the accumulation of filler particles. Inside the matrix granules, the movement of dislocations occurs easily in different directions of the face-centered cubic crystal lattice of an aluminum-based solid solution, SiC particles prevent the movement of dislocations, if the SiC particle is single, then the movement of the dislocation is realized by the envelope mechanism, and if multiple SiC particles form clusters, then dislocations stop at them, which leads to the formation of a fault band. Moreover, if the size of the matrix granules is more than 70 microns, then the distance between the deformation bands is 15-20 microns, and if their size is less than 30 microns. the deformation bands are located much closer to each other - approximately at a distance of 5-10 microns.
Таким образом, при 0,84Тсолидуса матрицы матрица находится в неоднородном деформированном состоянии: матричные гранулы меньших размеров (менее 30 мкм) деформируются в большей степени. Увеличение температуры деформации до 0,88Тсолидуса матрицы приводит к локальному образованию жидкой фазы по эвтектической реакции α+S → L. Об этом свидетельствуют характерные для эвтектик скелетообразные структуры, наблюдаемые на поперечных резах деталей в областях действия растягивающих напряжений вблизи поверхности деталей. В центральной части деталей, где действовали сжимающие напряжения, наблюдается заполнение промежутков между частицами SiC алюминиевой матрицей, разбиение сетчатых скоплений частиц SiC и формирование более однородного их распределения по объему. То есть, при деформационно-термической обработки в виде осадки в режиме кратковременной высокотемпературной ползучести лишь в части объема структура материала преобразуется из "ячеистой" (где видны гранулы матричного сплава) в однородную. Локальное образование легкоплавкой эвтектики в исследованном композите при температуре 0,88Тсолидуса матрицы, в условиях нагрева с уменьшающейся скоростью, приводит к затеканию расплава в микропоры между частицами упрочнителя SiC в центральной части, где степень деформации была максимальна. При этом происходит частичное растворение карбида кремния и диффузия алюминия в поверхностные слои частиц армирующей фазы (SiC). В результате этого упрочняются связи между матрицей и наполнителем. Таким образом, предлагаемый способ позволяет получать изделия сложной формы (см. фиг. 1) с использованием небольшого начального давления, прикладываемого к заготовке из алюмоматричного композита, армированного карбидом кремния, за счет условий нагрева композита. Причем при приложении давления меньше 1% предела прочности матричного сплава, время протекания процесса для формоизменения значительно увеличивается, что неприемлемо с технологической точки зрения. При приложении давления больше 3% предела прочности матричного сплава во время деформации будет происходить разрушение композита в местах скопления частиц SiC.Thus, at 0.84 T of the solidus of the matrix, the matrix is in an inhomogeneous deformed state: matrix granules of smaller sizes (less than 30 μm) are deformed to a greater extent. An increase in the deformation temperature to 0.88 T of the solidus of the matrix leads to the local formation of a liquid phase according to the eutectic reaction α + S → L. This is evidenced by the skeletal structures characteristic of eutectics, observed on transverse cuts of parts in the areas of tensile stresses near the surface of the parts. In the central part of the parts, where compressive stresses acted, the gaps between the SiC particles are filled with an aluminum matrix, the network accumulations of SiC particles are broken, and their more uniform distribution over the volume is formed. That is, during deformation-heat treatment in the form of upsetting in the mode of short-term high-temperature creep, only in part of the volume the structure of the material is transformed from "cellular" (where granules of the matrix alloy are visible) into a homogeneous one. The local formation of a low-melting eutectic in the studied composite at a temperature of 0.88 T of the matrix solidus , under conditions of heating at a decreasing rate, leads to the flow of the melt into micropores between the particles of the SiC hardener in the central part, where the degree of deformation was maximum. In this case, the partial dissolution of silicon carbide and the diffusion of aluminum into the surface layers of particles of the reinforcing phase (SiC) occur. As a result, the bonds between the matrix and the filler are strengthened. Thus, the proposed method makes it possible to obtain products of complex shape (see Fig. 1) using a small initial pressure applied to a workpiece from an alumina-matrix composite reinforced with silicon carbide due to the heating conditions of the composite. Moreover, when pressure is applied less than 1% of the tensile strength of the matrix alloy, the process time for shaping increases significantly, which is unacceptable from a technological point of view. When applying a pressure greater than 3% of the tensile strength of the matrix alloy during deformation, the destruction of the composite will occur at the sites of accumulation of SiC particles.
На фиг. 1а изображен общий вид изделия из сплава В95/10% SiC и штампа после осевого разреза.In FIG. 1a shows a general view of a product made of B95/10% SiC alloy and a die after an axial cut.
На фиг. 1б приведена фотография на растровом электронном микроскопе, с выделенным профилем границы раздела материала изделия и штампа (1 - штамп, 2 - изделие, 3 - граница раздела между изделием и штампом)In FIG. 1b shows a photograph on a scanning electron microscope, with a selected profile of the interface between the material of the product and the stamp (1 - stamp, 2 - product, 3 - interface between the product and the stamp)
Предлагаемый способ может быть осуществлен следующим образом. Заготовку из композита на основе сплава алюминия, армированного карбидом кремния (содержание SiC равно 5-15 масс. %) помещают в штамп, внутренняя поверхность которого соответствует форме изготовляемого изделия, к заготовке из обрабатываемого композита прикладывают начальное давление, равное 1-3% предела прочности материала матрицы, осуществляют нагрев в три стадии: I стадия - от комнатной температуры до температуры 0,1Тликвидуса матрицы с увеличением скорости нагрева от 2°С/мин до 8°С/мин; II стадия - от температуры, равной 0,1Тликвидуса матрицы, до температуры, равной 0,2Тликвидуса матрицы, С увеличением скорости нагрева от 8°С/мин до 11°С/мин; III стадия - от температуры, равной 0,2Тликвидуса матрицы, до температуры, равной 0,88 Тликвидуса матрицы с уменьшением скорости нагрева от 11°С/мин до 3°С/мин, с выдержкой при температуре, равной 0,88Тликвидуса матрицы, в течение 1 мин и последующее охлаждение до комнатной температуры с произвольной скоростью. Получают изделие из алюмоматричного композита, армированного карбидом кремния, соответствующей формы, без образования дефектов.The proposed method can be implemented as follows. A workpiece from a composite based on an aluminum alloy reinforced with silicon carbide (SiC content is 5-15 wt.%) is placed in a stamp, the inner surface of which corresponds to the shape of the manufactured product, an initial pressure equal to 1-3% of the tensile strength is applied to the workpiece from the processed composite matrix material, heating is carried out in three stages: stage I - from room temperature to a temperature of 0.1 T of the liquidus of the matrix with an increase in the heating rate from 2°C/min to 8°C/min; Stage II - from a temperature equal to 0.1 T matrix liquidus , to a temperature equal to 0.2 T matrix liquidus , With an increase in the heating rate from 8°C/min to 11°C/min; Stage III - from a temperature equal to 0.2 T of the liquidus of the matrix , to a temperature equal to 0.88 T of the liquidus of the matrix with a decrease in the heating rate from 11 ° C / min to 3 ° C / min, with exposure at a temperature equal to 0.88 T of the liquidus matrix , for 1 min and subsequent cooling to room temperature at an arbitrary rate. A product is obtained from an aluminum matrix composite reinforced with silicon carbide of the appropriate shape, without the formation of defects.
Предлагаемый способ иллюстрируется следующим примером конкретного исполнения.The proposed method is illustrated by the following example of a specific implementation.
Пример. В качестве алюмоматричного композита, армированного карбидом кремния, был взят алюмоматричный композиционный материал, изготовленный по порошковой технологии из гранулированного высокопрочного алюминиевого сплава В95 и порошка карбида кремния SiC в количестве 10 мас. %. Гранулированный высокопрочный алюминиевый сплав системы Al-Zn-Mg-Cu имеет следующий химический состав, в мас. %: 5-7 Zn, 1.8-2.8 Mg, 1.4-2 Cu, до 0.5 Fe, до 0.5 Si, 0.2-0.6 Mn, 0.1-0.25 Cr, до 0.05 Ni до 0.05 Ti, температура ликвидуса сплава равна 637°С. Изделие изготавливалось в условиях одноосного сжатия (осадки) из цилиндрической заготовки диаметром 3 мм и высотой 3 мм в шахтной электропечи. Заготовку помещали в штамп, который в свою очередь помещали в устройство, представляющее собой гильзу, внутри которой размещены заготовка и груз. Давление на заготовку обеспечивалось грузом и в начальный момент времени составляло 5,2 МПа, что соответствует 1% от предела прочности материала матрицы. Предварительно откалиброванное с помощью регулировочных болтов устройство с заготовкой, вертикально помещалось в холодную печь (комнатной температуры) и нагревалось в три стадии: I стадия - от комнатной температуры до температуры 64°С, что соответствует 0,1Тликвидуса матрицы, с увеличением скорости нагрева от 2°С/мин до 8°С/мин; II стадия - от температуры 64°С, что соответствует 0,1Тликвидуса матрицы, до температуры 127°С, что соответствует 0,2Тликвидуса матрицы, с увеличением скорости нагрева от 8°С/мин до 11°С/мин; III стадия - от температуры 127°С, что соответствует 0,2Тликвидуса матрицы, до температуры 560°С, что соответствует 0,88Тликвидуса матрицы с уменьшением скорости нагрева от 11°С/мин до 3°С/мин, с выдержкой при температуре, равной 560°С, что соответствует 0,88Тликвидуса матрицы в течение 1 мин и последующее охлаждение до комнатной температуры с произвольной скоростью. Получают изделие (см. фиг. 1а, б) из алюмоматричного композита, армированного карбидом кремния, соответствующей формы без образования дефектов, что подтверждено исследованиями поверхности на растровом электронном микроскопе и металлографическим анализом.Example. As an aluminum matrix composite reinforced with silicon carbide, an aluminum matrix composite material was taken, made by powder technology from granulated high-strength aluminum alloy B95 and silicon carbide SiC powder in an amount of 10 wt. %. Granular high-strength aluminum alloy of the Al-Zn-Mg-Cu system has the following chemical composition, in wt. %: 5-7 Zn, 1.8-2.8 Mg, 1.4-2 Cu, up to 0.5 Fe, up to 0.5 Si, 0.2-0.6 Mn, 0.1-0.25 Cr, up to 0.05 Ni to 0.05 Ti, the liquidus temperature of the alloy is 637°C. The product was made under conditions of uniaxial compression (precipitation) from a cylindrical billet with a diameter of 3 mm and a height of 3 mm in a shaft electric furnace. The workpiece was placed in a stamp, which, in turn, was placed in a device representing a sleeve, inside which the workpiece and the load were placed. The pressure on the workpiece was provided by the load and at the initial time was 5.2 MPa, which corresponds to 1% of the ultimate strength of the matrix material. The device with the workpiece pre-calibrated with the help of adjusting bolts was vertically placed in a cold oven (room temperature) and heated in three stages: Stage I - from room temperature to a temperature of 64 ° C, which corresponds to 0.1 T of the liquidus of the matrix , with an increase in heating rate from 2°C/min to 8°C/min; Stage II - from a temperature of 64°C, which corresponds to 0.1 T matrix liquidus , to a temperature of 127°C, which corresponds to 0.2 T matrix liquidus , with an increase in the heating rate from 8° C/min to 11° C/min; Stage III - from a temperature of 127°C, which corresponds to 0.2 T of the liquidus of the matrix , to a temperature of 560°C, which corresponds to 0.88 T of the liquidus of the matrix with a decrease in the heating rate from 11°C/min to 3°C/min, with holding at temperature equal to 560°C, which corresponds to 0.88T liquidus of the matrix for 1 min and subsequent cooling to room temperature at an arbitrary rate. A product is obtained (see Fig. 1a, b) from an aluminum matrix composite reinforced with silicon carbide of the corresponding shape without the formation of defects, which is confirmed by surface studies on a scanning electron microscope and metallographic analysis.
Таким образом, авторами предлагается способ изготовления фасонных деталей конструкционного назначения из алюмоматричных композитов, армированных карбидом кремния в режиме кратковременной высокотемпературной ползучести. Предлагаемый способ позволяет совмещать формоизменение с деформационно-термической обработкой, обеспечивающей деформируемость алюмоматричного композита до уровня, необходимого для получения изделий сложной формы без образования дефектов за один технологический переход.Thus, the authors propose a method for manufacturing shaped structural parts from alumina-matrix composites reinforced with silicon carbide in the mode of short-term high-temperature creep. The proposed method makes it possible to combine forming with deformation-heat treatment, which ensures the deformability of the aluminum matrix composite to the level necessary to obtain products of complex shape without the formation of defects in one technological transition.
Claims (1)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2021118962A RU2766392C1 (en) | 2021-06-28 | 2021-06-28 | Method for manufacturing products from aluminum matrix composite reinforced with silicon carbide |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2021118962A RU2766392C1 (en) | 2021-06-28 | 2021-06-28 | Method for manufacturing products from aluminum matrix composite reinforced with silicon carbide |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2766392C1 true RU2766392C1 (en) | 2022-03-15 |
Family
ID=80736667
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2021118962A RU2766392C1 (en) | 2021-06-28 | 2021-06-28 | Method for manufacturing products from aluminum matrix composite reinforced with silicon carbide |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2766392C1 (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN119530595A (en) * | 2025-01-23 | 2025-02-28 | 宁波云涂科技有限公司 | Aluminum-based composite material reinforced with nickel-coated silicon carbide by magnetron sputtering dry method and its preparation process |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0460809B1 (en) * | 1990-06-08 | 1994-12-14 | The Secretary Of State For Defence In Her Britannic Majesty's Government Of The United Kingdom Of Great Britain And | Method of treatment of metal matrix composites |
| US5384087A (en) * | 1992-04-06 | 1995-01-24 | Ametek, Specialty Metal Products Division | Aluminum-silicon carbide composite and process for making the same |
| RU2361710C1 (en) * | 2008-02-12 | 2009-07-20 | Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН | Bars made of alumo-matrix compound material for deposition of wear-resistant coating |
| CN110257741A (en) * | 2019-07-01 | 2019-09-20 | 东北轻合金有限责任公司 | A kind of SiC particulate enhances the pressing method of 6092 aluminum matrix composite profiles |
| CN109022948B (en) * | 2018-09-13 | 2020-08-14 | 同济大学 | SiC particle reinforced aluminum matrix composite material with high temperature wear resistance and preparation method thereof |
-
2021
- 2021-06-28 RU RU2021118962A patent/RU2766392C1/en active
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0460809B1 (en) * | 1990-06-08 | 1994-12-14 | The Secretary Of State For Defence In Her Britannic Majesty's Government Of The United Kingdom Of Great Britain And | Method of treatment of metal matrix composites |
| US5384087A (en) * | 1992-04-06 | 1995-01-24 | Ametek, Specialty Metal Products Division | Aluminum-silicon carbide composite and process for making the same |
| RU2361710C1 (en) * | 2008-02-12 | 2009-07-20 | Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН | Bars made of alumo-matrix compound material for deposition of wear-resistant coating |
| CN109022948B (en) * | 2018-09-13 | 2020-08-14 | 同济大学 | SiC particle reinforced aluminum matrix composite material with high temperature wear resistance and preparation method thereof |
| CN110257741A (en) * | 2019-07-01 | 2019-09-20 | 东北轻合金有限责任公司 | A kind of SiC particulate enhances the pressing method of 6092 aluminum matrix composite profiles |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN119530595A (en) * | 2025-01-23 | 2025-02-28 | 宁波云涂科技有限公司 | Aluminum-based composite material reinforced with nickel-coated silicon carbide by magnetron sputtering dry method and its preparation process |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP3616810A1 (en) | High-strength aluminum alloy laminated molding and production method therefor | |
| US4915605A (en) | Method of consolidation of powder aluminum and aluminum alloys | |
| JPH01272742A (en) | Low-density aluminum alloy unitary article and method for manufacturing the same | |
| EP3449025A1 (en) | Bcc materials of titanium, aluminum, vanadium, and iron, and products made therefrom | |
| US11421303B2 (en) | Titanium alloy products and methods of making the same | |
| JPH07179974A (en) | Aluminum alloy and its production | |
| KR101659199B1 (en) | Magnesium alloy member and method for manufacturing same | |
| Chen et al. | Thixocasting of hypereutectic Al–25Si–2.5 Cu–1Mg–0.5 Mn alloys using densified powder compacts | |
| RU2215059C2 (en) | Method of manufacturing products from refractory nickel alloy | |
| CA3020502A1 (en) | Alpha-beta titanium alloys having aluminum and molybdenum, and products made therefrom | |
| JP2008231536A (en) | Magnesium alloy and magnesium alloy member manufacturing method | |
| Heydari et al. | Mechanical properties and microstructural evolution of AA5083/Al2O3 composites fabricated by warm accumulative roll bonding | |
| RU2766392C1 (en) | Method for manufacturing products from aluminum matrix composite reinforced with silicon carbide | |
| EP2799165A1 (en) | Method for molding aluminum alloy powder, and aluminum alloy member | |
| US3702791A (en) | Method of forming superalloys | |
| US20030140987A1 (en) | Ductile particle-reinforced amorphous matrix composite and method for manufacturing the same | |
| Pramono et al. | Aluminum alloys by ECAP consolidation for industrial application | |
| EP2130935B1 (en) | Sintered binary aluminum alloy powder, and method for production thereof | |
| Paramsothy et al. | Toughening mechanisms in Mg/Al macrocomposites: texture and interfacial mechanical interlocking | |
| Skachkov et al. | NiAl powder alloys: II. Compacting of NiAl powders produced by various methods | |
| Paramsothy et al. | Improving compressive failure strain and work of fracture of magnesium by integrating it with millimeter length scale aluminum | |
| JP2003311373A (en) | Method for producing base material for semi-melting formation | |
| JP2017511753A (en) | Brazing and soldering alloy wire | |
| Elsayed et al. | Effect of Consolidation and Extrusion Temperatures on Tensile Properties of Hot Extruded ZK61 Magnesium Alloy Gas Atomized Powders via Spark Plasma Sintering | |
| WO2019099719A1 (en) | Cobalt-chromium-aluminum alloys, and methods for producing the same |