Электролитно-плазменное упрочнение поверхностных слоев алюминиевого сплава

Рис. 1. Диаграмма состояния Al-Cu: штриховая линия – температура закалки

Fig. 1. The phase diagram of Al-Cu: dashed line is quenching temperature

После закалки следует старение, при котором сплав выдерживают при нормальной температуре несколько суток (естественное старение) или в течение 10-24 ч при повышенной температуре 150-200 °С (искусственное старение) [3].

Однако после закалки со старением поверхность окисляется, требует механической обработки, и получаемые покрытия не обеспечивают высокой износостойкости восстановленной поверхности.

Методика проведения исследований

Микроплазменная обработка применяется для весьма узкого круга материалов и в подавляющем большинстве направлена на получение прочного и износостойкого оксидного слоя на поверхности анода из алюминия и его сплавов [4]. Между тем потенциал этого метода еще не раскрыт, что связано с малой изученностью закономерностей формирования микроплаз-менных разрядов на поверхности анода и катода в различных электролитах и их влияния на структуру и свойства поверхности электродов. Для разработки технологии нанесения различных покрытий на поверхность детали при помощи микроплазменных разрядов в электролитах требуется изучить закономерности их формирования и воздействия на поверхность катода. Известно альтернативное устройство для микродугового оксидирования (МДО) колодцев корпуса шестеренного насоса из сплава алюминия [5]. Наиболее сильное структурное упрочнение алюминиевых сплавов проявляется при микродуговом оксидировании.

Для исследования микродугового оксидирования образцы размером 10×10×20 мм (рис. 2) вырезали из сплава алюминия AЛ3 ГОСТ2685-75 алмазным диском толщиной в 1 мм, который погружен в охлаждающую жидкость. При малых оборотах резания n = 350 об/мин и низкой нагрузке m = 250 г образец не испытывает термической деформации [6].

Экспериментальные исследования и механические испытания проводили в Региональной университетской лаборатории инженерного профиля «ІРГЕТАС» ВКГТУ им. Д. Серикбаева (г. Усть-Каменогорск) и в научно-технологическом парке «Лаборатории инженерного профиля» КазНТУ им. К.И. Сатпаева (г. Алматы) [7]. Элементный состав алюминиевого образца исследовали на растровом электронном микроскопе JSM-6390LV фирмы JEOL (Япония) с приставкой энергодисперсионного микроанализа INCAEnergy фирмы «OXFORD Instruments» [8]. Определяемые элементы – от бора до урана. Качественный и количественный фазовый анализ структуры образцов алюминиевого сплава проводили на рентгеновском дифрактометре ДРОН-3 в фильтрованном излучении медного анода, также «X′Pert PRO» фирмы «PANanalytical», с применением Cu -Kα -излучения [9].

Разряд зажигался от источника постоянного тока. На рис. 3 а изображена схема источника постоянного тока, который состоит из кнопочного поста, пускателя, диодного моста, дросселя, автомата, амперметра, вольтметра и других электроприборов. Катод – образец из алюминия (AЛ3: 1,5-3,0 Cu; 0,35-0,6 Mg; 4,5-5,5 Si; 0,6-0,9 Mn), погружен на глубину 4-6 мм в электролит – 10%-ный водный раствор Na 2 CO 3 [10].

Рис. 2. Образцы для микродугового оксидирования

Fig. 2. Pieces for micro arc oxidation

Рис. 3. Схема источника постоянного тока для микродугового оксидирования алюминиевых сплавов: а) электросхема источника постоянного тока, б) микродуговое оксидирование алюминия

Fig. 3. Scheme of a constant current source for micro arc oxidation of aluminum alloys: a) the electro scheme of constant current source, б) micro arc aluminum oxidation

При включении напряжения на поверхности изделия возбуждается электрическая микродуга (рис. 3 б ), в которой от тепловыделения происходит интенсивный разогрев заготовки. Анод, имеющий форму диска диаметром 50 мм, толщиной 2 мм, с просверленными отверстиями Ø4 мм, изготовлен из нержавеющей стали 12Х18Н10Т.

Необходимо отметить тот факт, что качество поверхностного слоя, получаемого при ми-кродуговом оксидировании, в значительной степени зависит от режимов процесса. От них зависит мощность искровых разрядов и, соответственно, энергия воздействия на упрочняемую поверхность. При плавном увеличении приложенного постоянного напряжения происходит электролиз соли, при этом, согласно закону Ома, растет и ток (участок 0 – А, рис. 4). Для данного участка характерно пропорциональное увеличение силы тока при увеличении напряжения. При этом увеличивается и температура электролита, что является следствием прохождения тока через электролит [11].

При достижении определенного значения напряжения (100–180 В) на поверхности катода – детали начинает вскипать электролит, происходит активное выделение пузырьков у поверхности (пузырьковое кипение). При пузырьковом кипении температура детали близка к температуре кипения воды. При возникновении пузырькового кипения вокруг активного электрода наблюдаются большие пульсации силы тока. Их амплитуда значительно уменьшается при разогреве детали свыше 470 °C [12]. При дальнейшем повышении выпрямленного напряжения появляется пленочное кипение (точка А, рис. 4), для которого характерно исчезновение пузырькового кипения и резкое падение силы тока вследствие того, что образующаяся газопаровая оболочка имеет большее электрическое сопротивление, чем жидкий электролит (участок А – В, рис. 4). Поскольку газопаровая рубашка является менее электропроводной, то основное падение напряжения происходит именно в этой зоне, где и выделяется большее количество тепла. Вследствие образования газопаровой рубашки и прохождения через нее электрического тока образуется низкотемпературная плазма, которая имеет характерный голубой цвет свечения оболочки вокруг детали. Чем

Рис. 4. Вольтамперная характеристика процесса электролитно-плазменной обработки

Fig. 4. Voltage-current characteristic of the electrolytum-plasma treatment ярче голубой цвет горения плазмы, тем больше в ней содержится ионов, в том числе ионов-модификаторов. При дальнейшем увеличении напряжения наблюдается образование аномального разряда [13].

Результаты исследований и их обсуждение

Экспериментально установили оптимальные режимы микродугового оксидирования алюминия: напряжение U =200 В, сила тока I =10 А, время нагрева t=2 с, время закалки в потоке электролита t=24 с, общее количество циклов n=15 [14]. Предварительно установили зависимость температуры нагрева от времени нагрева, охлаждения и напряжения, которое выражено формулой:

Т= 4.5xt ²_наг + ^{4.8xU- 18хt} _0X л. , (1)

где Т – температура нагрева образца; tнаг. – время нагрева; tохл. – время охлаждения в потоке электролита; U – напряжение источника питания.

Микродуга возникает между катодом и жидким электролитом [15]. Особое влияние на структурные превращения оказывает периодическое повышение температуры при подключении источника питания, которая возрастает выше точки фазового α →Ж-превращения (548 °С). После отключения источника питания микродуга гаснет, что обеспечивает доступ электролита к разогретому сплаву и его быстрое охлаждение (закалка).

В структуре алюминиевого сплава в равновесном состоянии присутствуют зерна α-твердого раствора (рис. 5 а ), в состав которого входят медь, марганец и магний, дисперсные включения Mg₂Si.

После микродугового оксидирования наблюдается микроструктура закалки и искусственного старения в потоке электролита (рис. 5 б ). В результате закалки твердый а -раствор меди в алюминии и точечные мелкодисперсные включения растворяются от температуры микроплазмы, эти фазы, окисляясь, образуют корунд алюминия. Результаты элементного анализа после

Рис. 5. Микроструктура алюминиевого сплава АЛ3: а) в исходном состоянии, б) после микродугового оксидирования

Fig. 5. The microstructure of aluminum alloy AL3: a) in the initial state, б) after the micro arc oxidation микродугового оксидирования (табл. 1) свидетельствуют о появлении кислорода и включении соответствующих элементов упрочняемому сплаву алюминия.

Включения выделились из твердого α -раствора в процессе искусственного старения. После старения поверхностный слой алюминия оксидируется. Элементы, выделяясь в дисперсной форме, упрочняют сплав. Могут быть обнаружены частицы CuAl₂ и частицы магния [16]. Для выявления структурно-фазовых превращений алюминия в результате термического воздействия микродугового оксидирования провели рентгеноструктурный анализ [17]. Рентгеноструктурный анализ образцов алюминия в исходном состоянии поставки и после микродуго-вого оксидирования (рис. 5) выявил наличие линий α -фазы на основе Аl.

После микродугового оксидирования наблюдается увеличение интенсивности и уширение дифракционных линий (рис. 6 б ) относительно исходного состояния (рис. 6 а ), что свидетельствует об остаточном напряжении поверхности, которая в процессе эксплуатации обеспечивает повышение качества детали.

Для определения фазового состава образца алюминиевого сплава, обработанного ми-кродуговым оксидированием, осуществили компьютерную статистическую обработку результатов [18]. Рентгенофазовый анализ образцов показал наличие фаз оксида алюминия. Значения межплоскостных расстояний свидетельствуют, что угловые положения дифракционных линий образцов совпадают не полностью, а их интенсивности отличаются значительно (табл. 2).

Таблица 1. Элементный состав алюминия после МДО (к рис. 5 б )

Table 1. Elemental composition of aluminum after MDO

Спектр	O	Na	Al	Si	Cu	Итог
Спектр 1	2.58	-	97.42	-	-	100.00
Спектр 2	4.95	0.32	93.49	0.76	0.48	100.00

(все результаты в весовых %).

Рис. 6. Рентгеновская дифрактограмма алюминиевого сплава: а) – в исходном состоянии, б) – после микродугового оксидирования

Fig. 6. X-ray diffraction pattern of an aluminum alloy: a) in the initial state, б) after the micro arc oxidation

Таблица 2. Фазовый состав образца алюминия после МДО

Table 2. Phase composition of the aluminum sample after MDO

№	I, мм	2θ, град	θ, град	Sin θ	d/n, A	I, %	d/n, A	I, %	hkl	d/n, A	I, %	hkl
1	680	38,64	19,32	0,3308	2,330	100	2,338	100,0	111	2,315	45	401
2	56	44,84	22,42	0,3814	2,021	8,0	2,024	47,0	200	2,019	45	112
3	50	65,3	32,65	0,5395	1,429	7,0	1,431	22,0	220	1,426	10	710
4	11	78,42	39,21	0,6322	1,219	2,0	1,221	24,0	311
5	10	82,58	41,29	0,6599	1,168	1	1,169	7	222
6	7	112,2	56,1	0,8300	0,929	1	0,929	8	331
7	7	116,62	58,31	0,8509	0,906	1	0,905	8,0	420

Таблица 3. Результаты микротвердости после МДО

Table 3. Microhardness results after MDO

№	z1	z3	z2	z4	zr	zb	z	d	H,МПа	L,мкм	Hcp	Нср-Н	(Нср-Н)^2
1	250	408	172	325	158	153	155,5	34,21	777,56	0	746	-32,06	1027,89
2	250	411	160	320	161	160	160,5	35,31	729,87	100	746	15,63	244,33
3	250	412	161	320	162	159	160,5	35,31	729,87	200	746	15,63	244,33
4	250	407	164	322	157	158	157,5	34,65	757,94	300	746	-12,44	154,71
5	250	405	163	325	155	162	158,5	34,87	748,41	400	746	-2,90	8,44
6	250	407	160	324	157	164	160,5	35,31	729,87	500	746	15,63	244,33
7	250	410	160	323	160	163	161,5	35,53	720,86	600	746	24,64	607,21
8	250	410	163	320	160	157	158,5	34,87	748,41	700	746	-2,90	8,44
9	250	409	164	318	159	154	156,5	34,43	767,66	800	746	-22,16	490,87
10	250	408	164	322	158	158	158	34,76	753,15	900	746	-7,65	58,51
11	250	411	164	322	161	158	159,5	35,09	739,05	1000	746	6,45	41,61
12	250	410	163	321	160	158	159	34,98	743,71	1100	746	1,79	3,22
13	250	407	161	320	157	159	158	34,76	753,15	1200	746	-7,65	58,51
14	250	409	162	324	159	162	160,5	35,31	729,87	1300	746	15,63	244,33
15	250	408	163	321	158	158	158	34,76	753,15	1400	746	-7,65	58,51

Это может быть обусловлено тем, что при обработке от высокой температуры плазмы возникает внутреннее напряжение. Источниками напряжений являются: градиенты температур по сечению; неоднородность химического состава; структурные несовершенства; разная ориентировка кристаллов в пространстве; различный удельный объем и различные коэффициенты линейного расширения фаз [19].

Микротвердость возросла на всех режимах обработки микродугового оксидирования сплава алюминия. Средняя микротвердость, достигнутая при микродуговом оксидировании, составляет 746 МПа (табл. 3), что примерно в 2,5 раза выше, чем у исходного материала (рис. 7).

Рис. 7. Среднее значение микротвердости: а – после МДО, б – в исходном состоянии

Fig. 7. The average value of micro hardness: a – after mаo, б – in the initial state

После микродугового оксидирования наблюдается повышение значений микротвердости (рис. 7 а ) относительно исходного состояния (рис. 7 б ), что, безусловно, повышает эксплуатационные качества деталей из алюминиевого сплава.

Выводы

Для упрочнения алюминиевого сплава вместо традиционной термической обработки предложена альтернативная технология электролитно-плазменного упрочнения. Образцы из алюминиевого сплава АЛ3 ГОСТ2685-75 подвергались циклическому нагреву от температуры микроплазмы и закаливались в потоке электролита. Нагрев до температуры структурно-фазовых превращений происходит при значительно низких энергозатратах по сравнению с традиционной термообработкой. Экспериментально установили оптимальные режимы микродугового оксидирования алюминия: напряжение источника питания U =200 В, сила тока I = 10 А, время нагрева t=2 с, время закалки t=24 с, общее количество циклов n=15. Предварительно установили зависимость температуры нагрева от времени нагрева, охлаждения и напряжения, которая выражена формулой: Т= 4.5хt²_наг + 4.8хи - 18хt_охл. После микродугового оксидирования наблюдается микроструктура закалки и искусственного старения в потоке электролита. В результате закалки твердый а -раствор меди в алюминии и точечные мелкодисперсные включения растворяются от температуры микроплазмы, эти фазы, окисляясь, образуют корунд алюминия. Рентгеноструктурный анализ образцов после электролитно-плазменной обработки выявил увеличение интенсивности и уширение дифракционных линий относительно исходного состояния, что свидетельствует об остаточном напряжении поверхности, которая в процессе эксплуатации обеспечивает повышение износостойкости детали. Средняя микротвердость после электролитно-плазменной обработки составляет 746 МПа, что примерно в 2,5 раза выше, чем у исходного материала.