Исследование формирования структуры в процессе лазерной обработки алюминиевых сплавов, предназначенных для аддитивных технологий
|
ВВЕДЕНИЕ 4
ГЛАВА 1 ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ 9
1.1 Влияние параметров лазерного сплавления на структурообразование в аддитивных
технологиях 9
1.2 Особенности структуры изделий, синтезированных с использованием аддитивных
технологий 13
1.3 Основные дефекты сварных соединений алюминиевых сплавов 19
1.3.1 Роль эффективного интервала кристаллизации в образовании горячих трещин 22
1.3.2 Пластичность сплавов в температурном интервале хрупкости 26
1.4 Алюминиевые сплавы, применяемые при производстве порошков для аддитивных
технологий для различных отраслей промышленности 26
1.4.1 Сплавы на основе системы А1-81 27
1.4.2 Сплавы на основе системы А1-Си 33
1.4.3 Сплавы на основе системы А1-Мд 36
1.4.4 Алюминиевые сплавы с церием 40
Выводы по обзору литературы 43
ГЛАВА 2 МЕТОДИКА ПРОВЕДЕНИЯ ЭКСПЕРИМЕНТОВ 44
2.1 Объекты исследования 44
2.2 Методика получения порошков 46
2.3 Подготовка экспериментальных образцов 47
2.4 Сварка и лазерное плавление 48
2.5 Микроструктурные исследования 48
2.6 Термическая обработка 49
2.7 Рентгенофазовый анализ 50
2.8 Температурные измерения 50
2.9 Измерение микротвердости 51
2.10 Испытания на растяжение 51
2.11 Коррозионные испытания 52
2.12 Расчет предела текучести с учетом эвтектических включений 52
ГЛАВА 3 АНАЛИЗ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ В ПРОЦЕССЕ ЛАЗЕРНОГО ПЛАВЛЕНИЯ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ 54
3.1 Влияние температуры и теплоотвода на формирование структуры в сплавах на основе алюминия в условиях быстрого охлаждения 54
3.2 Влияния температуры на формирование структуры в слоях 64
3.3 Формирование структуры в сплавах на основе алюминия в условиях эпитаксиального
роста 69
3.4 Формирование структуры при селективном лазерном плавлении 71
3.5 Методика анализа структурообразования в сплавах на основе алюминия,
предназначенных для аддитивного производства 77
ГЛАВА 4 РАЗРАБОТКА МЕТОДОВ УПРАВЛЕНИЯ ПРОЦЕССАМИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ В АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВАХ 80
4.1 Влияния модифицирующих добавок на структурообразование в сплавах на основе
алюминия в условиях быстрой кристаллизации 80
4.1.1 Влияние циркония на структуру и свойства сплавов системы А1-Мд в условиях
лазерной обработки 80
4.1.2 Влияние титана и бора на структуру и свойства сплавов систем А1 Мд и А1-7п-Мд в
условиях лазерного плавления 88
4.2 Влияние эвтектикообразующих добавок на структуру и свойства сплавов системы А1-
Си-Мд в условиях лазерного плавления 103
ГЛАВА 5 РАЗРАБОТКА НОВЫХ ПЕРСПЕКТИВНЫХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ
АЛЮМИНИЯ ДЛЯ АДДИТИВНОГО ПРОИЗВОДСТВА 115
5.1 Структурообразование в области действия одиночного импульса 115
5.2 Структурообразование в области действия нескольких импульсов 128
5.3 Структурообразование в условиях прямого лазерного наплавления порошков
экспериментальных сплавов 138
ВЫВОДЫ 142
СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ ИСТОЧНИКОВ
ГЛАВА 1 ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ 9
1.1 Влияние параметров лазерного сплавления на структурообразование в аддитивных
технологиях 9
1.2 Особенности структуры изделий, синтезированных с использованием аддитивных
технологий 13
1.3 Основные дефекты сварных соединений алюминиевых сплавов 19
1.3.1 Роль эффективного интервала кристаллизации в образовании горячих трещин 22
1.3.2 Пластичность сплавов в температурном интервале хрупкости 26
1.4 Алюминиевые сплавы, применяемые при производстве порошков для аддитивных
технологий для различных отраслей промышленности 26
1.4.1 Сплавы на основе системы А1-81 27
1.4.2 Сплавы на основе системы А1-Си 33
1.4.3 Сплавы на основе системы А1-Мд 36
1.4.4 Алюминиевые сплавы с церием 40
Выводы по обзору литературы 43
ГЛАВА 2 МЕТОДИКА ПРОВЕДЕНИЯ ЭКСПЕРИМЕНТОВ 44
2.1 Объекты исследования 44
2.2 Методика получения порошков 46
2.3 Подготовка экспериментальных образцов 47
2.4 Сварка и лазерное плавление 48
2.5 Микроструктурные исследования 48
2.6 Термическая обработка 49
2.7 Рентгенофазовый анализ 50
2.8 Температурные измерения 50
2.9 Измерение микротвердости 51
2.10 Испытания на растяжение 51
2.11 Коррозионные испытания 52
2.12 Расчет предела текучести с учетом эвтектических включений 52
ГЛАВА 3 АНАЛИЗ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ В ПРОЦЕССЕ ЛАЗЕРНОГО ПЛАВЛЕНИЯ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ 54
3.1 Влияние температуры и теплоотвода на формирование структуры в сплавах на основе алюминия в условиях быстрого охлаждения 54
3.2 Влияния температуры на формирование структуры в слоях 64
3.3 Формирование структуры в сплавах на основе алюминия в условиях эпитаксиального
роста 69
3.4 Формирование структуры при селективном лазерном плавлении 71
3.5 Методика анализа структурообразования в сплавах на основе алюминия,
предназначенных для аддитивного производства 77
ГЛАВА 4 РАЗРАБОТКА МЕТОДОВ УПРАВЛЕНИЯ ПРОЦЕССАМИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ В АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВАХ 80
4.1 Влияния модифицирующих добавок на структурообразование в сплавах на основе
алюминия в условиях быстрой кристаллизации 80
4.1.1 Влияние циркония на структуру и свойства сплавов системы А1-Мд в условиях
лазерной обработки 80
4.1.2 Влияние титана и бора на структуру и свойства сплавов систем А1 Мд и А1-7п-Мд в
условиях лазерного плавления 88
4.2 Влияние эвтектикообразующих добавок на структуру и свойства сплавов системы А1-
Си-Мд в условиях лазерного плавления 103
ГЛАВА 5 РАЗРАБОТКА НОВЫХ ПЕРСПЕКТИВНЫХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ
АЛЮМИНИЯ ДЛЯ АДДИТИВНОГО ПРОИЗВОДСТВА 115
5.1 Структурообразование в области действия одиночного импульса 115
5.2 Структурообразование в области действия нескольких импульсов 128
5.3 Структурообразование в условиях прямого лазерного наплавления порошков
экспериментальных сплавов 138
ВЫВОДЫ 142
СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ ИСТОЧНИКОВ
Технологии аддитивного производства являются ключевым направлением развития получения металлических изделий благодаря ряду преимуществ: возможность
изготовления деталей сложной формы с внутренними полостями и тонкими перегородками; существенная экономия материала за счет точного изготовления детали заданной формы по компьютерной модели, что не требует применения последующих операций точения, фрезеровки, резки; достижение более высокого уровня механических свойств благодаря повышенным по сравнению со стандартным литьем скоростям охлаждения, в условиях которых формируется более дисперсная структура [1-8]. Технологии аддитивного производства основаны на селективном сплавлении частиц металлического порошка твердотельным лазером непрерывного действия слой за слоем, что позволяет получать объемные изделия. Большой интерес представляют сплавы на основе алюминия и изготовление из них различных изделий ответственного назначения методами аддитивного производства. Однако особенности аддитивного производства, связанные с применением лазерного излучения, накладывают целый ряд ограничений на материалы, пригодные для этих технологий. Прежде всего, сплавы должны иметь малую склонность к образованию дефектов при лазерной сварке (трещин, пор, оксидных плен); иметь высокую коррозионную стойкость с учетом условий эксплуатации; обладать стабильными свойствами при различных видах нагружения (статических, динамических).
В настоящее время разработаны порошки для аддитивных технологий на основе систем Л1-81 (Л18Н2, Л18Н0М§, Л1817Мд, А1819Си3, Л1Мд4,5Мп0,4, Л1-11,58М,0Мд- 1,2Си-0,87г-0,8Се (патент ЯИ 2661525)), Л1-Мд-8с (Л1-4,7Мд-0,7Мп, Л1-6,2Мд-0,368с- 0.097г, Л1-4,6Мд-0,668с-0,427г-0,49Мп, Л1-4,3Мд-1,48с-0,557г-0,7Мп (патент №0
2013179017)), Л1-7п-Мд (ЛЛ7075, АА7050), Л1-Си-Мд (Л1-3,5Си-1,5Мд-181), Л1-3,5Сг- 1,0Л1203-3,57г-2,0Мп-1,0№ (патент ЯИ 2080406). Однако реальное применение имеет только порошок силумина марки Л18Н0Мд и порошок Л1-4,6Мд-0,668с-0,427г-0,49Мп (8са1та11оу) [9-29], которые обладают высокими показателями технологичности при лазерном сплавлении. Разработка новых сплавов для аддитивных технологий является важной задачей, однако сильно затруднена необходимостью получения специальных порошков из экспериментальных сплавов, а также высокой стоимостью 30 принтеров. В связи с этим актуальной задачей является разработка методики, позволяющей проводить анализ поведения сплавов в условиях лазерной обработки, оценивать склонность сплавов к образованию различных дефектов с минимальными затратами времени и материала, получая при этом воспроизводимые в условиях аддитивного производства результаты.
Наиболее перспективными материалами для аддитивных технологий могут быть алюминиевые сплавы с добавками переходных металлов. Из практики гранульной металлургии известны следующие системы: Al-Fe, Al-Cr-Zr, Al-Fe-Mn, Al-Fe-Mn-Cr, Al- Mn-Zr. Гранулируемые сплавы этих систем содержат до 10-12 масс. % каждого из легирующих компонентов. Отличительной особенностью этих сплавов является дендритный тип структуры и аномально пересыщенный твердый раствор, который формируется при высоких скоростях кристаллизации гранул, равных 103-105 °С/с[30-35]. Такие сплавы характеризуются высокой прочностью и жаропрочностью, а также пластичностью. Скорости охлаждения гранул близки к тем, которые реализуются в аддитивных технологиях. Однако производство гранул исключает эпитаксиальный рост кристаллов, характерный для синтезированных аддитивными технологиями сплавов. Аддитивные технологии основаны на процессах сплавления малых объемов металлических порошков во время селективного воздействия источника высокой энергии (лазерного или электронного луча). Благодаря использованию лазера в качестве источника энергии формируется уникальный термический режим, отличающийся малыми объемами ванны расплава и высокими скоростями охлаждения, равными 104 - 106 К/с [34-39]. Благодаря этому структура формируемая в изделиях отличается высокой дисперсностью матрицы и избыточных фаз и как следствие более высоким уровнем характеристик механических свойств. Однако, как показывает практика, структура синтезированных изделий сильно неоднородна по объему, размер и форма зерна и избыточных фаз может сильно меняться от слоя к слою. Как правило она состоит из чередующихся зон столбчатых и равноосных кристаллов [40-42]. Разный размер и форма структурных составляющих указывают на разные условия кристаллизации малых объемов расплава. Одним из важных преимуществ аддитивных технологий перед традиционными технологиями является возможность управления структурой изделий от слоя к слою. Множество статей посвящено этому вопросу. Ученые предлагают различные способы, которые в основном сводятся к варьированию технологических параметров процесса: уменьшению анизотропности структуры за счет чередования траектории сканирования лазерного луча от слоя к слою, подогреве подложки для снижения температурного градиента на границе расплав/твердый металл что уменьшает направленность теплоотвода и как следствие сокращению зоны столбчатых кристаллов [43-45]. К сожалению, описанные методы малоэффективны и не решают проблему неоднородности структуры. В работе предлагается иной подход в вопросе управления структурой, который заключается в изменении процесса зародышеобразования в процессе кристаллизации. Подавление эпитаксиального роста кристаллов возможно путем увеличения центров зарождения кристаллизующихся фаз за счет использования различных модификаторов.
изготовления деталей сложной формы с внутренними полостями и тонкими перегородками; существенная экономия материала за счет точного изготовления детали заданной формы по компьютерной модели, что не требует применения последующих операций точения, фрезеровки, резки; достижение более высокого уровня механических свойств благодаря повышенным по сравнению со стандартным литьем скоростям охлаждения, в условиях которых формируется более дисперсная структура [1-8]. Технологии аддитивного производства основаны на селективном сплавлении частиц металлического порошка твердотельным лазером непрерывного действия слой за слоем, что позволяет получать объемные изделия. Большой интерес представляют сплавы на основе алюминия и изготовление из них различных изделий ответственного назначения методами аддитивного производства. Однако особенности аддитивного производства, связанные с применением лазерного излучения, накладывают целый ряд ограничений на материалы, пригодные для этих технологий. Прежде всего, сплавы должны иметь малую склонность к образованию дефектов при лазерной сварке (трещин, пор, оксидных плен); иметь высокую коррозионную стойкость с учетом условий эксплуатации; обладать стабильными свойствами при различных видах нагружения (статических, динамических).
В настоящее время разработаны порошки для аддитивных технологий на основе систем Л1-81 (Л18Н2, Л18Н0М§, Л1817Мд, А1819Си3, Л1Мд4,5Мп0,4, Л1-11,58М,0Мд- 1,2Си-0,87г-0,8Се (патент ЯИ 2661525)), Л1-Мд-8с (Л1-4,7Мд-0,7Мп, Л1-6,2Мд-0,368с- 0.097г, Л1-4,6Мд-0,668с-0,427г-0,49Мп, Л1-4,3Мд-1,48с-0,557г-0,7Мп (патент №0
2013179017)), Л1-7п-Мд (ЛЛ7075, АА7050), Л1-Си-Мд (Л1-3,5Си-1,5Мд-181), Л1-3,5Сг- 1,0Л1203-3,57г-2,0Мп-1,0№ (патент ЯИ 2080406). Однако реальное применение имеет только порошок силумина марки Л18Н0Мд и порошок Л1-4,6Мд-0,668с-0,427г-0,49Мп (8са1та11оу) [9-29], которые обладают высокими показателями технологичности при лазерном сплавлении. Разработка новых сплавов для аддитивных технологий является важной задачей, однако сильно затруднена необходимостью получения специальных порошков из экспериментальных сплавов, а также высокой стоимостью 30 принтеров. В связи с этим актуальной задачей является разработка методики, позволяющей проводить анализ поведения сплавов в условиях лазерной обработки, оценивать склонность сплавов к образованию различных дефектов с минимальными затратами времени и материала, получая при этом воспроизводимые в условиях аддитивного производства результаты.
Наиболее перспективными материалами для аддитивных технологий могут быть алюминиевые сплавы с добавками переходных металлов. Из практики гранульной металлургии известны следующие системы: Al-Fe, Al-Cr-Zr, Al-Fe-Mn, Al-Fe-Mn-Cr, Al- Mn-Zr. Гранулируемые сплавы этих систем содержат до 10-12 масс. % каждого из легирующих компонентов. Отличительной особенностью этих сплавов является дендритный тип структуры и аномально пересыщенный твердый раствор, который формируется при высоких скоростях кристаллизации гранул, равных 103-105 °С/с[30-35]. Такие сплавы характеризуются высокой прочностью и жаропрочностью, а также пластичностью. Скорости охлаждения гранул близки к тем, которые реализуются в аддитивных технологиях. Однако производство гранул исключает эпитаксиальный рост кристаллов, характерный для синтезированных аддитивными технологиями сплавов. Аддитивные технологии основаны на процессах сплавления малых объемов металлических порошков во время селективного воздействия источника высокой энергии (лазерного или электронного луча). Благодаря использованию лазера в качестве источника энергии формируется уникальный термический режим, отличающийся малыми объемами ванны расплава и высокими скоростями охлаждения, равными 104 - 106 К/с [34-39]. Благодаря этому структура формируемая в изделиях отличается высокой дисперсностью матрицы и избыточных фаз и как следствие более высоким уровнем характеристик механических свойств. Однако, как показывает практика, структура синтезированных изделий сильно неоднородна по объему, размер и форма зерна и избыточных фаз может сильно меняться от слоя к слою. Как правило она состоит из чередующихся зон столбчатых и равноосных кристаллов [40-42]. Разный размер и форма структурных составляющих указывают на разные условия кристаллизации малых объемов расплава. Одним из важных преимуществ аддитивных технологий перед традиционными технологиями является возможность управления структурой изделий от слоя к слою. Множество статей посвящено этому вопросу. Ученые предлагают различные способы, которые в основном сводятся к варьированию технологических параметров процесса: уменьшению анизотропности структуры за счет чередования траектории сканирования лазерного луча от слоя к слою, подогреве подложки для снижения температурного градиента на границе расплав/твердый металл что уменьшает направленность теплоотвода и как следствие сокращению зоны столбчатых кристаллов [43-45]. К сожалению, описанные методы малоэффективны и не решают проблему неоднородности структуры. В работе предлагается иной подход в вопросе управления структурой, который заключается в изменении процесса зародышеобразования в процессе кристаллизации. Подавление эпитаксиального роста кристаллов возможно путем увеличения центров зарождения кристаллизующихся фаз за счет использования различных модификаторов.
1. Предложена методика изучения процессов формирования структуры многокомпонентных сплавов с имитацией условий кристаллизации в процессе селективного лазерного сплавления. Методика позволяет сделать заключение о возможности использования исследуемых сплавов для технологии селективного лазерного сплавления на основе данных микроструктурного анализа, оценки свариваемости и механических свойств, что существенно сокращает затраты на разработку новых сплавов. Показано, что переход от обработки лазером к селективному лазерному сплавлению можно осуществить на основе расчета плотности энергии для каждого из методов. На примере сплава А1-5%Мд-0,6%7г-0,5%8с, обработанного двумя способами при плотностях энергии 180 и 135-180 Дж/мм3 соответственно было выявлено подобие микроструктур - в обоих случаях она состояла из мелких равноосных кристаллов средним размером 2,3 мкм в областях перекрытия и 7 мкм в центре.
2. Проведено исследование влияния параметров лазерной обработки на формирование структуры многокомпонентных алюминиевых сплавов. Показано, что определяющим фактором является температура основного металла, окружающего ванну расплава:
- на примере сплава А1-5%Мц-0.6%/г-0,5%8с показано, что лазерная обработка в диапазоне мощностей 42,7-56,2 Вт приводит к большому разогреву основного металла, по сравнению с обработкой с мощностью 26,3-40,4 Вт, в результате чего смешанный тип структуры со столбчатыми и равноосными кристаллами меняется на равноосный. В сплаве А1-4,7%Мд-0,32%Мп-0,21%8е-0,1%7г повышение мощности лазерного излучения до 42,7 Вт также приводит к увеличению зоны равноосных кристаллов и сокращению кристаллизационных трещин;
- на примере сплавов А1-2,5%Ре-5,5%№, А1-2,5%Ре-7,5%№, А1-2,5%Ре-9,5%№ показано, что из-за разогрева подложки до температур 30-40 °С в структуре наплавок в областях перекрытия соседних треков/слоев появляются кристаллы фазы типа А19(Ре,№) компактной формы со средним размером 1 мкм. Повышение температуры подложки до 130-150 °С приводит к изменению формы и размера первичных кристаллов: они разветвляются и сильно вытягиваются в одном направлении, их толщина увеличивается до 2-2,5 мкм;
- выявлено, что разогрев основного металла от 80 до 320 °С при лазерной обработке и связанное с этим снижение скорости охлаждения ванны расплава приводит к образованию кристаллов фазы Л13/г, которые выступают в качестве центров кристаллизации алюминиевого твердого раствора в сплаве А1-5%1ц-0,6%/г-0,5%5с. Средний размер равноосных кристаллов уменьшается при этом от 10,8 мкм до 4,1 мкм;
- на основе экспериментальных данных предложены схемы кристаллизации сплавов в диапазоне мощностей обработки лазером 26,7-56,2 Вт. Показано, что в условиях высоких мощностей обработки сплавов создаются благоприятные условия для зарождения мелких равноосных кристаллов и сокращению кристаллизационных трещин.
3. Исследовано влияние модифицирующих и эвтектикообразующих добавок на структурообразование алюминиевых сплавов при лазерной обработке:
- показана высокая эффективность использования титана и бора для подавления образования столбчатых кристаллов и трещин во время кристаллизации;
- показано, что с повышением концентрации П в сплавах А1-4,7%Мд-0,3%Мп-
0,2%8с-0,1%7г и АА7020 выше 1 % кристаллизационные трещины вобработанной
лазером области отсутствуют, зона столбчатых кристаллов полностью исчезает, и весь объем этих областей состоит из равноосных зерен со средним размером 2-4 мкм. Увеличение содержания титана в сплаве А1-4,7%Мд-0,3%Мп-0,2%8с-0,1%7г до 3 % приводит к приросту микротвердости области после лазерной обработки на 35 единиц, а также к росту предела прочности сварного соединения на 110 МПа;
- на примере сплава Л1-4,5%Си-1,5%Мд-0,5%Мп показано, что добавки редкоземельных элементов, таких как Се и У в количестве выше 0,5% приводят к повышению объемной доли эвтектики в сплаве, образуя новые эвтектические фазы типа Л13СеСи, Л13У, Л17У3Си, и снижению образования трещин в процессе лазерной обработки.
4. Установлено, что при лазерной обработке сплавов Л1-2,5%Ре-2,5%№, Л1-2,5%Ре- 5,5%№, Л1-2,5%Ре-7,5%№, Л1-2,5%Ре-9,5%№ формируется пересыщенный твердый раствор никеля в алюминии и ультрадисперсная структура со средним размером дендритных ячеек 220, 165, 94 и 27 нм и средним размеров эвтектических фаз 100, 70, 26 и 10 нм соответственно, что существенно повышает уровень характеристик механических свойств по сравнению с литым состоянием. Показано, что с увеличением содержания никеля от 2,5 до 9,5 микротвердость обработанных лазером областей повышается от до 89 до 220 НУ, а предел прочности от 148+32 до 411+23 МПа соответственно. Показана высокая термическая стабильность сформировавшейся структуры при нагреве до 250 °С и выдержке 20 часов.
2. Проведено исследование влияния параметров лазерной обработки на формирование структуры многокомпонентных алюминиевых сплавов. Показано, что определяющим фактором является температура основного металла, окружающего ванну расплава:
- на примере сплава А1-5%Мц-0.6%/г-0,5%8с показано, что лазерная обработка в диапазоне мощностей 42,7-56,2 Вт приводит к большому разогреву основного металла, по сравнению с обработкой с мощностью 26,3-40,4 Вт, в результате чего смешанный тип структуры со столбчатыми и равноосными кристаллами меняется на равноосный. В сплаве А1-4,7%Мд-0,32%Мп-0,21%8е-0,1%7г повышение мощности лазерного излучения до 42,7 Вт также приводит к увеличению зоны равноосных кристаллов и сокращению кристаллизационных трещин;
- на примере сплавов А1-2,5%Ре-5,5%№, А1-2,5%Ре-7,5%№, А1-2,5%Ре-9,5%№ показано, что из-за разогрева подложки до температур 30-40 °С в структуре наплавок в областях перекрытия соседних треков/слоев появляются кристаллы фазы типа А19(Ре,№) компактной формы со средним размером 1 мкм. Повышение температуры подложки до 130-150 °С приводит к изменению формы и размера первичных кристаллов: они разветвляются и сильно вытягиваются в одном направлении, их толщина увеличивается до 2-2,5 мкм;
- выявлено, что разогрев основного металла от 80 до 320 °С при лазерной обработке и связанное с этим снижение скорости охлаждения ванны расплава приводит к образованию кристаллов фазы Л13/г, которые выступают в качестве центров кристаллизации алюминиевого твердого раствора в сплаве А1-5%1ц-0,6%/г-0,5%5с. Средний размер равноосных кристаллов уменьшается при этом от 10,8 мкм до 4,1 мкм;
- на основе экспериментальных данных предложены схемы кристаллизации сплавов в диапазоне мощностей обработки лазером 26,7-56,2 Вт. Показано, что в условиях высоких мощностей обработки сплавов создаются благоприятные условия для зарождения мелких равноосных кристаллов и сокращению кристаллизационных трещин.
3. Исследовано влияние модифицирующих и эвтектикообразующих добавок на структурообразование алюминиевых сплавов при лазерной обработке:
- показана высокая эффективность использования титана и бора для подавления образования столбчатых кристаллов и трещин во время кристаллизации;
- показано, что с повышением концентрации П в сплавах А1-4,7%Мд-0,3%Мп-
0,2%8с-0,1%7г и АА7020 выше 1 % кристаллизационные трещины вобработанной
лазером области отсутствуют, зона столбчатых кристаллов полностью исчезает, и весь объем этих областей состоит из равноосных зерен со средним размером 2-4 мкм. Увеличение содержания титана в сплаве А1-4,7%Мд-0,3%Мп-0,2%8с-0,1%7г до 3 % приводит к приросту микротвердости области после лазерной обработки на 35 единиц, а также к росту предела прочности сварного соединения на 110 МПа;
- на примере сплава Л1-4,5%Си-1,5%Мд-0,5%Мп показано, что добавки редкоземельных элементов, таких как Се и У в количестве выше 0,5% приводят к повышению объемной доли эвтектики в сплаве, образуя новые эвтектические фазы типа Л13СеСи, Л13У, Л17У3Си, и снижению образования трещин в процессе лазерной обработки.
4. Установлено, что при лазерной обработке сплавов Л1-2,5%Ре-2,5%№, Л1-2,5%Ре- 5,5%№, Л1-2,5%Ре-7,5%№, Л1-2,5%Ре-9,5%№ формируется пересыщенный твердый раствор никеля в алюминии и ультрадисперсная структура со средним размером дендритных ячеек 220, 165, 94 и 27 нм и средним размеров эвтектических фаз 100, 70, 26 и 10 нм соответственно, что существенно повышает уровень характеристик механических свойств по сравнению с литым состоянием. Показано, что с увеличением содержания никеля от 2,5 до 9,5 микротвердость обработанных лазером областей повышается от до 89 до 220 НУ, а предел прочности от 148+32 до 411+23 МПа соответственно. Показана высокая термическая стабильность сформировавшейся структуры при нагреве до 250 °С и выдержке 20 часов.
Подобные работы
- ИССЛЕДОВАНИЕ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ В ПРОЦЕССЕ ЛАЗЕРНОЙ
ОБРАБОТКИ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ, ПРЕДНАЗНАЧЕННЫХ ДЛЯ
АДДИТИВНЫХ ТЕХНОЛОГИЙ
Авторефераты (РГБ), металлургия. Язык работы: Русский. Цена: 2700 р. Год сдачи: 2019