CC BY
0Якунин Е.А.
кандидат физико-математических наук, доцент государственного высшего учебного заведения «Национальный горный университет»
г. Днепропетровск, Украина Курнат Н.Л. старший преподаватель
государственного высшего учебного заведения «Национальный горный университет»
г. Днепропетровск, Украина Морозова Т.В. старший преподаватель
государственного высшего учебного заведения «Национальный горный университет»
г. Днепропетровск, Украина
ВЛИЯНИЕ ЛАЗЕРНОГО ОПЛАВЛЕНИЯ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА СПЛАВОВ АЛЮМИНИЯ С ПЕРЕХОДНЫМИ МЕТАЛЛАМИ
EFFECT OF LASER REFLOW ON THE STRUCTURE AND PROPERTIES OF ALUMINUM ALLOYS
WITH TRANSITION METALS
Yakunin Ye.A.
Cand. Sci. (Phys.-Math.) State Higher Educational Institution "National Mining University ",
Dnepropetrovsk, Ukraine Kurnat N.L. high teacher
State Higher Educational Institution "National Mining University ",
Dnepropetrovsk, Ukraine Morozova T. V. high teacher
State Higher Educational Institution "National Mining University ",
Dnepropetrovsk, Ukraine
АННОТАЦИЯ
В работе рассматривается формирование метастабильного структурного состояния пересыщенного твердого раствора и дисперсного конгломерата фаз в оплавленном лазерным излучением поверхностном слое сплавов алюминия с переходными металлами. Также оценивается влияние этих неравновесных структурных состояний на степень поверхностного упрочнения. ABSTRACT
The formation of a metastable structural state of a supersaturated solid solution and a dispersed conglomerate of phases in a laser-irradiated surface layer of aluminum alloys with transition metals is considered. The effect of these nonequilibrium structural states on the degree of surface hardening is also estimated.
Ключевые слова: лазерная обработка, метастабильная структура, твердый раствор, поверхностное упрочнение.
Keywords: laser treatment, metastable structure, solid solution, surface hardening.
При добавлении переходных металлов (ПМ) в алюминиевые сплавы повышается их твердость, но при большом содержании легирующего элемента уменьшается пластичность за счет кристаллизации крупных хрупких зерен интерметаллических фаз. Достаточно малая предельная равновесная растворимость ограничивает использование ПМ для упрочнения алюминиевых сплавов. Вместе с тем сплавы Al+ПМ склонны к образованию неравновесных структурных состояний (ультродисперсный конгломерат фаз, сильно пересыщенный твердый раствор) при достаточно большой скорости охлаждения расплава (>102К/с) [1 - 3]. Различными современными методами закалки из жидкого состояния (ЗЖС) (в том числе и лазерным оплавлением (ЛО) [4 - 8]) можно увеличить скорость охлаждения до 107-109К/с, что позволяет в полной мере ис-
пользовать склонность сплавов Al+ПМ к образованию метастабильных структурных состояний, обуславливающих повышенные механические свойства. В связи с этим решались следующие задачи:
1. Изучить специфические особенности процессов структурообразования, проявляющиеся в лазерной обработке с оплавлением поверхности.
2. Оценить вклад различных механизмов в общую величину упрочнения быстроохлажденных сплавов алюминия с переходными элементами.
На рис. 1 показаны зависимости периода кристаллической решетки (ПКР) а-твердого раствора от состава сплавов Al+ПМ в оплавленном лазерным излучением состоянии. На графиках есть начальные участки линейного изменения ПКР с одинаковым наклоном кривых, что свидетельствует о формировании однофазного структурного
состояния пресыщенного твердого раствора. В области концентраций вблизи максимального пересыщения линии становятся размытыми, наблюдаются также одновременно линии обедненного и пересыщенного твердого раствора, интенсивность последних при увеличении состава уменьшается вплоть до нуля.
Данные электронно-микроскопического анализа свидетельствуют о резком увеличении плотности мелкодисперсных выделений в той области составов сплава А1-Сг, где наблюдается срыв механизма формирования сильно пересыщенного твердого раствора (рис. 2 - 6).
4,05 4,049 4,048 4,047 4,046 4,045 4,044 4,043
4,05 4,045 4,04 4,035 4,03 4,025
2 3
состав сплава, вес.%
5
10
15
состав сплава, вес.%
♦ Al-V Д Al-Ti ж Al-Fe ♦ Al-Mn AAl-Cr XAl-W
Рис. 1 Концентрационные зависимости ПКР оплавленных сплавов.
Рис. 2 Оплавленный слой сплава А1+2%Сг, *1340
Рис. 3 Оплавленный слой сплава А1+4%Сг, х800
0
1
4
5
0
Рис. 6 Оплавленный слой сплава Al+7%Cr, *2140
В зоне оплавления образца Al+2 масс.% & дисперсные интерметаллические выделения практически отсутствуют (рис. 2). В сплавах Al+4 масс.%0" и Al+6%Mn плотность этих выделений уже довольно значительна (рис. 3, 4). Плотность мелкодисперсных интерметаллических выделений в оплавленной зоне для образца Al+7 масс.% & значительно выше (рис. 5,6), что коррелирует с полным отсутствием пересыщения твердого раствора для этого образца. Кристаллизация оплавленного лазерным излучением слоя сплава происходит по двум конкурирующим механизмам: путем роста кристаллов на матричных неоплавившихся кристаллах внутренних слоев материала (рис. 5) и с помощью гомогенного образования зародышей и их последующего роста (рис. 6). Так на рис. 5 видны прорастающие от границы оплавления в перпенди-
кулярном ей направлении зерна, имеющие вид эвтектических колоний. Рост кристаллов по эвтектическому механизму в концентрационной области, соответствующей перитектическому типу межфазного равновесия, свидетельствует о глубоком переохлаждении и, следовательно, большой скорости охлаждения при кристаллизации оплавленного лазером слоя. В верхней части оплавленного слоя растущие от границы оплавления столбчатые квазиэвтектические кристаллы полностью заблокированы гомогенно образовавшимися кристаллами, среди которых наблюдаются и сферолитные эвтектические зерна (рис. 6). Приведенные экспериментальные факты подтверждают, высказанное предположение о двойственном характере кристаллизации оплавленных лазером сплавов.
Еще одним подтверждением формирования сильно пересыщенного твердого раствора при лазерном оплавлении служат данные энерго-диспер-сионного анализа. На рис. 7 - 9 даны соотношение интенсивностей характеристического излучения А1 и Мп для литой и оплавленной зоны образца А1+6 масс.% Мп. Данные получены как с помощью сфокусированного (диаметр пятна на образце 3 мкм) (рис. 8, 9), так и с помощью расфокусированного (диаметр пятна на образце 100 мкм) (рис. 7) электронного пучка. Видно, что средняя концентрация марганца в литой зоне и концентрация марганца в
твердом растворе оплавленной зоны в пределах ошибки измерений (до 3 масс.%) совпадают (4,9 и 7,1 масс.% соответственно) и равны общему содержанию марганца в сплаве. А концентрация марганца в твердом растворе литой зоны незначительна и средствами электронно-дисперсионного анализа не выявляется.
Нами было установлено, что при повторном оплавлении уже облученных сплавов насыщенность твердого раствора несколько увеличивается, что объясняется более полным растворением первичных интерметаллидов (рис. 10, 11).
Рис. 7. Интенсивность характеристического излучения в литой зоне сплава А1+6%Мп
(расфокусированный пучок).
Рис. 8.
Интенсивность характеристического излучения в литой зоне сплава А1+6%Мп (твердый раствор)
Рис. 9.
Интенсивность характеристического излучения в оплавленной зоне сплава А1+6%Мп (твердый раствор)
Рис. 10 Оплавленный слой сплава А1+6%Мп, однократное оплавление, *1000
Рис. 11 Оплавленный слой сплава А1+6%Мп, трехкратное оплавление *1000
Максимальное увеличение степени пересыщения получено нами при трехкратной обработке, результаты которой представлены на рис. 12. Однофазная область твердого раствора несколько расширяется.
Проведенный рентгенофазовый анализ показал, что фазовый состав исходных литых образцов включает в себя кроме твердого раствора также и интерметаллические фазы, что достаточно четко проявляется в виде соответствующих дополнительных линий на дифрактограммах образцов с большим содержанием ПМ (рис. 13 - 15). В случае, если в образцах с большим содержанием ПМ в результате ЛО не образуется сильно пересыщенный твердый раствор, дифрактограммы этих образцов также
содержат линии интерметаллических фаз. Интенсивность этих линий меньше, чем в исходном литом состоянии. В случае системы Al-Mn литые образцы содержат равновесную фазу А1бМп, в состав оплавленных входит метастабильная фаза Al4Mn. В системе А1-У как литые так и оплавленные образцы содержат неравновесную фазу A1зV. В системе А1-Сг напротив в оплавленном слое обнаруживается стабильная фаза А17Сг также как и в литых образцах.
Согласно данным энерго-дисперсионного анализа наблюдаемые в литой зоне крупные интерметаллические зерна содержат 26,4 масс.% марганца в сплавах системы А1-Мп и 24 масс.% хрома в сплавах системы А1-Сг, что соответствует фазам А16Мп и АЬСг.
4,055 4,05 4,045 4,04 4,035 4,03 4,025 4,02
10
состав сплава, вес.0/
15
♦ Al-Mn AAl-Cr XAl-W
Рис.12 Концентрационные зависимости ПКР трехкратно оплавленных сплавов.
Рис.13. Фазовый состав Al+7масс.% Cr
Рис. 14. Фазовый состав Al+4 масс.% V
0
5
Рис. 15. Фазовый состав Al+10масс.% Mn.
Результаты исследований параметров тонкой структуры (ПТС) представлены на рисунках 16, 17.
160 150 140 130 120 110 100 90 80 70 60
0
5
10
15
состав сплава, вес.%
♦ Д!-Мп ДД1-СГ ждш
Рис. 16 Концентрационная зависимость размеров областей когерентного рассеивания (ОКР)
оплавленных сплавов.
О
о
о
*
ns ns ■a
1,6 1,4
1,2
0,8 0,6 0,4 0,2 0
0
5
10
15
состав сплава, вес.%
Д Д!-0г Ж ДШ ^-Д!-Мп
Рис. 17 Концентрационная зависимость уровня микроискажений оплавленных сплавов.
Размер областей когерентного рассеяния облученных сплавов уменьшается при увеличении содержания легирующего элемента, что коррелирует с увеличением насыщенности твердого раствора при лазерном оплавлении. Относительное измене-
ние ПКР для оплавленных сплавов имеет ярко выраженные максимумы, что связано с наибольшей концентрационной неоднородностью для соответствующих составов сплавов.
Результаты замеров микротвердости даны на рисунке 18.
1
2
"С
nf
200 180 160 140 120 100 80 60 40 20 0
0
5
10
15
состав сплава, вес.%
♦ Д!-Мп ДД!-Сг ЖД!^
Рис. 18. Концентрационные зависимости микротвердости облученных сплавов.
Микротвердость оплавленных образцов в некотором интервале составов возрастает практически линейно. Эта область составов соответствует однофазному состоянию пересыщенного твердого раствора. Степень упрочнения хромом и марганцем практически одинакова.
Упрочняющий эффект за счет формирования ультрадисперсного конгломерата фаз для всех систем значительно выше, чем упрочняющее действие пересыщения твердого раствор. При наибольшем содержании легирующего компонента прирост микротвердости несколько уменьшается, что связано с укрупнением выделений интерметаллических фаз.
растояние от поверхности обработки, мкм
♦ Al+8%Mn Д Al+3%Cr Ж Al+6%W
Рис. 3.29 Распределение микротвердости по толщине оплавленного слоя.
Оплавленные слои упрочняются одинаково по толщине (рис. 3.29). Микротвердость материала за границей оплавления не изменяется в результате облучения.
Проведенные рентгенографические и элек-тронноскопические исследования оплавленных лазером сплавов Al+ПМ подтвердили возможность образования метастабильного структурного состояния в зоне лазерной обработки. Для различных систем было достигнуто пересыщение твердого раствора в 1,5 - 30 раз превышающее максимальную равновесную согласно диаграмме состояния насыщенность. Замеры микротвердости выявили существенное по сравнению с литым состоянием упрочнение оплавленных сплавов (80 - 190 кг/мм2), которое обусловлено повышением насыщенности твердого раствора и уровня микроискажений кристаллической решетки и в наибольшей степени образованием ультрадисперсного конгломерата фаз в зоне оплавления.
Список литературы
1. Kirin A., Bonefacij A. Supersaturation in fast quenched alloys Al-Mn, rich Al // Sor. Met.-1969.-V. 3.- P. 255-259.
2. Елагин В.И. Легирование деформируемых алюминиевых сплавов с переходными металлами. -М.: Металлургия, 1975.- 248 с.
3. Akihisa Inoue and Hisamichi Kimura High-Strength Quasicrystalline Base Aluminum Alloys // Proc. ICQ7'99 Stuttgart(Germany). - 1999.- P. 984. Гуреев Д.М., Золотаревский А.В. Структу-
рообразование при лазерном и лазернодуговом легирование алюминиевых сплавов. // Физика и химия обработки материалов. -1991.- №3.- С.95-101.
5. Углов А.А., Игнатьев М.Б., В.И. Титов, Масленков С.Б., Хангулов В.В. Аномальная растворимость железа в алюминии при лазерном легиро-вании//ДАН СССР.-1990.- Т. 315, №3.- С. 611-612.
6. Bergman H.W., Ctundel P.H., Kalinitchenko A.S. Laser Surface alloing of Al Si and AlCr2,5Zr2,5 with transition metals and Si.// Fachber. Huttenprax. Metalluweiterverarb. -1989.-V. 27, №9.- P. 666-672.
7. Matsuda F., Nakata K. Laser surface alloying on aluminium // Met. Abstr. Light. Met and Alloys.-1991.-№24.- P. 180.
8. Gionnes L., Olsen A. Laser- modifield aluminium surface with iron // Mater Sci.- 1994.-V. 29, №3.- P. 728-735.
