CC BY
134
ТЕХНОЛОГИ ОТРИМАННЯ ТА ОБРОБКИ КОНСТРУКЦ1ЙНИХ МАТЕР1АЛ1В
УДК 669.715 - 621.7.048
Д-р техн. наук И. П. Волчок1, д-р физ.-мат. наук В. В. Гиржон2,
Н. В. Широкобокова1, И. В. Танцюра2
Национальный технический университет, Национальный университет,
г. Запорожье
ПОВЕРХНОСТНОЕ УПРОЧНЕНИЕ АЛЮМИНИЕВЫХ
СПЛАВОВ
Представлены результаты поверхностного упрочнения алюминиевых сплавов методом лазерной обработки.
Введение
Благодаря оптимальному сочетанию физико-механических и химических свойств (низкая плотность, высокая удельная прочность, хорошая коррозионная стойкость и пр.) алюминиевые сплавы по объемам производства уступают только сплавам на основе железа. Недостатками алюминиевых сплавов являются сравнительно низкие показатели твердости и прочности. Поэтому разработка и применение технологических методов обработки, в первую очередь поверхностной, обеспечивающих повышение механических и служебных свойств этих сплавов, является актуальной задачей [1, 2].
В работах [3, 4] показано, что обработка поверхности алюминиевых сплавов лазерным излучением приводит к значительным структурным изменениям в зоне лазерного воздействия - диспергизации струкгур-ных составляющих, образованию метастабильных фаз, возрастанию дефектов кристаллического строения и, как следствие, к улучшению физико-механических свойств материалов. Данный вид обработки является особенно перспективным для вторичных алюминиевых сплавов, имеющих структуру с крупными включениями интерметаллидов.
Методика эксперимента
В индукционной печи были выплавлены 2 сплава АК8М3: I - из первичной шихты (алюминий А7, кремний КР0 и электротехническая медь); II - из вторич-
ной шихты (лом, отходы производства, стружка) и 20% первичных материалов (табл. 1). Цель работы заключалась в изучении влияния лазерной обработки на структуру и свойства указанных сплавов.
Вторичный сплав АК8М3 (сплав II) имел более высокое содержание кремния и меди из-за неточности учета коэффициентов усвоения элементов из шихты, а также в 2-10 раз большее содержание нежелательных элементов: железа, марганца, магния и др., внесенных шихтовыми материалами (см. табл. 1).
Образцы после термообработки по режиму Т5 проходили лазерную обработку на импульсном рубиновом лазере «КВАНТ-12» (т = 4 мс, X = 0,6943 мкм). Согласно рентгеноструктурного (ДРОН-3, фильтрованное Cu- Ка -излучение) и металлографического (EPIQUANT, МИМ-8) анализов, микроструктура обоих сплавов в исходном состоянии состояла из дендри-тов алюминия, эвтектики Al+Si, интерметаллических фаз Al2Fe и Al7Cu2Fe. В сплаве I фаза Al2Fe имела вид округлых и вытянутых включений с размерами 5.. .20 мкм; в сплаве II повышенное содержание кремния и железа привели к образованию крупных пластинчатых включений длиной до 200 и более мкм (рис. 1).
Микротвердость фаз, входящих в состав сплавов, измерялась с помощью микротвердомера ПМТ-3 (нагрузка 5 и 50 г) и составляла в среднем 200 и 300 МПа для матрицы сплавов I и II соответственно. Присутствующая фаза Al2Fe имела Н50 » 4830 МПа, но была очень хрупкой.
Таблица 1 - Химический состав образцов сплава АК8М3
§ Содержание элементов, масс %
о Si Cu Fe Mn Mg Zn Ni Pb Sn Ti Cr Sb Ca V Al
I 8,20 2,56 1,31 0,04 0,03 0,04 0,01 0,035 0,002 0,011 0,009 0,012 0,001 0,001 ост.
II 9,82 3,10 2,57 0,40 0,32 0,76 0,04 0,144 0,026 0,040 0,023 0,082 0,010 0,005 ост.
© И. П. Волчок, В. В. Гиржон, Н. В. Широкобокова, И. В. Танцюра, 2007
ISSN 1607-6885 Новi матерiали i технологи в металурги та машинобудувант №2, 2007
87
б
Рис. 1. Исходная структура первичного (а) и вторичного (б) сплава АК8М3
Рис. 2. Микроструктура сплава I после лазерной обработки в режиме оплавления: а - зона лазерного воздействия, б - ЗТВ
Лазерная обработка сплавов (с плотностью мощности излучения q ~ 600 МВт/м2) привела к образованию пересыщенного твердого раствора кремния в алюминии, что связано со сверхвысокими (~ 104 К/с) скоростями охлаждения расплава в зоне оплавления поверхности [6].
После обработки зона лазерного воздействия (ЗЛВ) сплава I состояла из зоны закалки из жидкого состояния (ЗЗЖС, глубиной около 150 мкм) и зоны термического влияния (ЗТВ, глубиной около 40 мкм) (рис. 2). Невысокая плотность мощности излучения для алюминиевых сплавов привела к частичному растворению интерметаллических фаз и формированию квазиэвтектических колоний, обогащенных легирующими элементами, входящими в интерметаллиды. Структура же ЗТВ представляла собой совокупность нерасплавленных интерметаллических фаз, эвтектического кремния и колоний. Такая особенность отразилась на неоднородном распределении микротвердости по глубине ЗЛВ.
При лазерном оплавлении сплава II наличие крупных пластинчатых включений фазы Л12Бе привело к формированию преимущественно одной зоны - ЗЗЖС (рис. 3). При этом интерметаллиды, расположенные
параллельно поверхности, часто служили экраном между зоной обработки и матрицей. В результате в ЗЛВ сформировалась более однородная структура со средним значением микротвердости Н50 и 960 МПа. В зонах металла, в которых отсутствовали крупные пластины Л12Бе, кроме ЗЗЖС, формировалась и зона термического воздействия (рис. 3, б). В ней наблюдались эвтектические (или квазиэвтектические) колонии, обогащенные кремнием, происходило частичное растворение и дробление интерметаллидов, что приводило к формированию областей с высокой микротвердостью (~ 2200 МПа). В целом, по глубине ЗЛВ изменение микротвердости так же, как и в сплаве I, носило немонотонный характер.
Лазерная обработка с различной плотностью мощности излучения (до q ~ 900 МВт/м2) и различной кратностью оплавления поверхности (до 3-х раз) приводила к повышению однородности структуры в ЗЛВ и повышению микротвердости для сплава I с 200 МПа в исходном состоянии до 650 МПа, для сплава II с 300 МПа до 960 МПа.
С целью определения износостойкости в условиях интенсивного абразивного изнашивания о нежестко закрепленный абразив, проводили исследования на
б
ТЕХНОЛОГИ ОТРИМАННЯ ТА ОБРОБКИ КОНСТРУКЦ1ИНИХ МАТЕР1АЛ1В
Рис. 3. Микроструктура сплава II после лазерной обработки в режиме оплавления: а - зона лазерного воздействия, без ЗТВ, б - ЗТВ
образцах из вторичного сплава АК8М3 после термообработки и на образцах, поверхность которых была однократно обработана лазером. Испытания проводились на специальной установке с использованием кварцевого песка в соответствии с требованиями ГОСТ 23.208-79 [7].
Абразивные частицы из дозирующего устройства по направляющему лотку подавались в зазор между резиновым роликом и образцом, усилие прижатия между которыми составляло 44,1 ± 0,25 Н. Потерю массы (взвешивание с точностью до 0,0002 г) определяли после 600 оборотов ролика со средней скоростью 9,42
м/мин. Относительную износостойкость (е отн) вычисляли по потере массы до и после испытаний.
Как видно из представленных графиков (рис. 4) испытаний и согласно полученному расчету, потеря массы образцов после лазерной обработки примерно на 25% меньше, чем у образцов без лазерного упрочнения. Такие незначительные в сравнении с повышением микротвердости результаты можно объяснить небольшой глубиной упрочненного слоя (150.. .200 мкм) и крупными размерами частиц абразива (до 1мм). Вследствие указанных факторов уже
на первых этапах изнашивания имело место срезание абразивом упрочненного слоя, после чего сопротивление износу образцов обработанных лазером и не обработанных, было практически одинаковым. Можно предположить, что с увеличением глубины обрабатываемого слоя, значение износостойкости увеличится.
Дш, ч[
1
г
0 120 240 360 430 600 оборотов.
Рис. 4. Графики испытаний на износостойкость: 1 -образцов, после термообработки; 2 - образцов, после лазерной обработки
Выводы
Лазерная обработка как для первичных, так и для вторичных сплавов привела к диспергизации структурных составляющих в зоне лазерного воздействия, формированию метастабильных структур, а как следствие, к более чем трехкратному увеличению микротвердости. Причем наличие большего количества крупных интерметаллидов в исходном состоянии для сплава II приводило к большему увеличению значений Н в ЗЛВ по сравнению со сплавом I, что расширяет перспективы использования вторичных силуминов с повышенным количеством интерметаллидных фаз.
Как и следовало ожидать, повышение микротвердости силуминов в результате лазерной обработки привело к повышению абразивной износостойкости.
Перечень ссылок
1. Бельский С. Е., Волчок И. П., Митяев А. А., Свидуно-вич Н. А. Производство алюминиевых сплавов: состояние и перспективы// Литье и металлургия. - 2006. -№ 2. - С. 130-133.
2. Гиржон В. В., Танцюра И. В. Формирование структуры поверхностных слоев алюминиевых сплавов после импульсной лазерной обработки// Металлофизика и новейшие технологии. - 2005. - т. 27. - № 11. - С. 15191528.
3. Гиржон В.В., Танцюра И.В. Формирование квазиэвтектической структуры в сплавах АК9 и АК12 после импульсной лазерной обработки// Металлофизика и новейшие технологии. - 2006. - т.28. - № 9. - С. 12491259.
4. Мальцев М.В. Металлография промышленных цветных металлов и сплавов. - М.: Металлургия, 1970. - 364 с.
5. Строганов Г. Б., Ротенберг В. А., Гершман Г. Б. Сплавы алюминия с кремнием. - М.: Металлургия, 1977. - 272 с.
1607-6885 Новi матерiали i технологи в металургп та машинобудувант №2, 2007
89
6. Варич Н. И., Колесниченко К. Е. Влияние большой скорости охлаждения на структуру и свойства алюминиевых сплавов// Известия высших учебных заведений. Цветная металлургия. - 1960. - №4. - С. 131-136.
7. ГОСТ 23.208 - 79. Метод испытания материалов на износостойкость при трении о нежестко закрепленные абразивные частицы. - Введ. 01.03.1981. - М.: Изд-во стандартов, 1980. - 6 с.
Одержано 12.06.2007
HaeedeHi результати поверхневого змщнення алюмiнieвих сплавiв методом лазерной обробки. Results of surface hardening of aluminium alloys by laser treatment are presented.
УДК 621.762.5.
Канд. техн. наук М. М. Прокотв 1нститут надтвердих матер1ал1в ¡м. В. М. Бакуля НАН Укра'ши, м. Кшв
ТЕРМОКОМПРЕС1ЙНА ОБРОБКА СПЛАВ1В ВК6Р I ВК6 П1СЛЯ IX СП1КАННЯ У ВОДН1 ТА ВАКУУМ I
Наведенi результати до^джень впливу термокомпресшног обробки на структуру, фiзико-механiчнi та рiзальнi властивостi стандартного сплаву ВК 6 i ВК 6Р, отриманого зрегенерованог сумiшi, як були спеченi у воднi та вакуумi.
Вступ
Сьогодш одним iз привабливих риншв в Укра!ш е ринок металорiзального твердосплавного шструмен-ту, щорiчний обсяг iмпорту якого складае приблизно 70 млн. дол. США. Специфiчнi екожтчш умови, що склалися в Укра!ш, вiдсутнiсть власно! твердосплав-но! сировини, висока цша на первинну сировину i вщносно низьк1 цiни на твердосплавну продукцш ро-сiйського виробництва змушують вичизняних спе-цiалiстiв ефективно використовувати для виготовлен-ня металорiзального iнструменту ввдходи твердих сплавiв.
В Iнститутi надтвердих матерiалiв НАН Украши iм. В. М. Бакуля розроблено технолопю регенерацп сплавiв групи ВК у воднево-метановому середовищi [1] i щорiчно випускаеться продукцiя, в основному кон-струкцiйного призначення на 2-3 млн. грн. Варто заз-начити, що ВК-сплави на сьогодш едиш з уах видiв твердосплавно! продукцп матерiали, для яких розроблено декшька ефективних технологiй регенерацп в яюсну порошкову твердосплавну сировину. Спроби ви-користати регенерованi твердосплавнi сумiшi за тра-дицiйною технологiею для виготовлення виробiв iнструментального призначення зазнали невдачi через низьк1 та нестабiльнi мехашчш й експлуатацiйнi влас-тивостi. Вважаеться, що основною причиною цього е низька яшсть само! техногенно! продукцп i негатив-ний вплив процесу регенерацп, хоча в лiтературi ввдсут-ня наукова iнформацiя, яка б тдтверджувала або спро-стовувала таку думку.
У промисловому виробництвi продукцп з твердих сплавiв вiтчизнянi, як i бiльшiсть росiйських пiдприемств, використовують традицiйну технологiю спiкання в атмосферi водню та в вакуумi, яш не забез-печують високого рiвня И властивостей.
У той же час провщш фiрми свiту для виготовлення сучасного твердосплавного шструменту застосову-ють компресiйне спiкання тд тиском газу до 10 МПа, яке дозволяе отримати високощшьш матерiали з ви-сокими фiзико-механiчними та експлуатацшними вла-стивостями [2]. Незважаючи на це, основний iмпорт на украшський ринок металорiзального iнструменту для роботи в важких умовах - це хоч i невисоко! якосп, але дешевi пластини росiйських фiрм, для технологil виробництва яких використовують тшьки стандартнi технологil спiкання. Як випливае з [3, 4], перспек-тившсть використання iнструменту з ВК-сплавiв обу-мовлена ефективнiстю його для механобробки сплавiв на основi шкелю, як1 iнтенсивно розвиваються для ав-iакосмiчноl промисловостi.
В умовах жорстко! конкуренцil вже недостатньо ставити завдання про досягнення властивостей реге-нерованих твердих сплавiв, як1 регламентуються ГОСТом, а необхщно шукати шляхи тдвищення !х до рiвня властивостей закордонних аналопв. Виходячи з цього, при розробщ конкурентноздатного твердосплавного металорiзального iнструменту важливо не тiльки використовувати дешевi регенерованi сумiшi, але й виз-начити технологiю виготовлення, яка б забезпечувала йому максимальну працездатнiсть.
© М. М. Прокотв, 2007
90
