Локальное легирование алюминиевых сплавов с применением лазерного воздействия

вание порошками с высокой температурой плавления при невысоком энерговкладе, довольно часто сопровождается неполным растворением и неполным перемешиванием присадочных компонентов в легированных зонах [8, 9]. Таким образом, совершенствование технологии легирования алюминиевых сплавов с применением лазерного воздействия является актуальной научной задачей. Целью данной работы является разработка способа легирования металлов и сплавов с применением лазерного воздействия, обеспечивающего высокое качество получаемого легированного слоя.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ

Проведены исследования процессов локального лазерного легирования технически чистого алюминия и сплава системы Al-Mg АМг6. В качестве материалов, содержащих легирующие компоненты, использовались технически чистая медь и сплав системы Cu-Zn латунь Л62 в виде фольг толщиной 0,05 мм. В легирующей фольге методом вытяжки эластичной средой предварительно формировали рельефную структуру внешней поверхности (рис. 1), которая обеспечивает хороший контакт, как следствие – улучшение условий внедрения легирующего компонента в основу. Перед лазерной обработкой проводили очистку контактирующих поверхностей электрополировкой с последующей промывкой в ультразвуковой ванне. Внешняя поверхность легирующего листового материала обрабатывалась для снижения коэффициента отражения. Используя оптически прозрачный материал осуществляли прижим легирующей фольги к образцу из алюминиевого сплава АМг6. Далее прово-

Рис. 1. Общий вид сформированной методом вытяжки эластичной средой рельефной структуры внешней поверхности материала,

Рис. 2. Структура приповерхностного слоя сплава АМг6 с образующейся последующей многоцикловой лазерной обработкой при температурах ниже линии солидуса зоной взаимодиффузии; увелич. х500

содержащего легирующие компоненты

дили лазерную обработку в два этапа. На первом этапе осуществляли внедрение легирующих компонентов в алюминиевый сплав в месте контакта при частичном плавлении материала основы в диапазоне температур между линиями солидуса и ликвидуса. Усилие внедрения складывалось из приложенной к верхнему слою прижимающей нагрузки и давления при импульсном воздействии лазера. Затем проводили многоцикловую лазерную обработку при температурах ниже линии солидуса. Для осуществления лазерного воздействия использовалась установка ROFIN StarWeld Manual Performance, оснащенная Nd:ИАГ-лазером с длиной волны излучения 1,06 мкм. В процессе осуществления отработки режимов энергия в импульсе составляла 20…50 Дж при длительности 0,5…20 мс.

МЕТАЛЛОГРАФИЧЕСКИЕ ИССЛЕДОВАНИЯ

В результате легирования медью технически чистого алюминия образуется сплав системы Al-Cu. При этом основной упрочняющей фазой является θ-фаза CuAl2. Структура приповерхностного слоя образцов из сплава системы Al-Mg АМг6 после лазерного воздействия с внедрением в основу технически чистой меди при частичном плавлении материала алюминиевого сплава в диапазоне температур между линиями солидуса и ликвидуса представлена на рис. 2. Сплав имеет гетерогенную структуру, основу которой составляет α-твердый раствор (светлые участки), β-фаза, представляющая собой интерметаллид Mg2Al3, а также марганцовистая фаза, выделяющаяся внутри зерен. При наличии марганца и примесей Fe и Si образуются марганцовистые фазы (AlMg2Mn, AlFeSi), а также силицид магния (Mg2Si). Граница раздела между легирующим слоем и основой однородная. Поры, ракови- ны и неметаллические включения отсутствуют. Размер отпечатков при измерении микротвердости в зоне легирования и в материале основы практически одинаковый.

Последующей многоцикловой лазерной обработкой при температурах ниже линии солидус образуется зона взаимодиффузии, в которой наблюдается формирование границ зерен и выделение по ним упрочняющей фазы. Границы зерен распространяются через границу раздела между основой и легированным материалом. Имеет место некоторое увеличение микротвердости в зоне взаимодиффузии.

В результате легирования латунью сплава АМг6 образуются сплавы системы Al-Zn-Cu-Mg. К вышеуказанной θ -фазе CuAl₂ добавляются упрочняющие фазы: η -фаза MgZn₂; S-фаза Al₂CuMg; T-фаза Al₂Mg₃Zn₃. После многоцикловой лазерной обработки в зоне взаимодиффузии наблюдается структура эвтектики, состоящая из колоний α -твердого раствора и упрочняющих фаз, представленная на рис. 3. Микротвердость

Рис 3. Структура эвтектики, состоящая из колоний α -твердого раствора и упрочняющих фаз после многоцикловой лазерной обработки; увелич. х300

Рис. 4. Структура приповерхностного слоя сплава системы Al-Mg АМг6 после лазерного воздействия с внедрением сплава типа твердый раствор системы Cu-Zn латуни Л62, непротравленный косой шлиф по углом 5° к обработанной поверхности; увелич. х500

Рис. 5. Структура приповерхностного слоя сплава АМг6 после лазерного воздействия с внедрением латуни Л62, непротравленный шлиф; увелич. х500

составляет Нм = 2000…2200 МПа. Имеет место ячеистое членение. Границы ячеек выделяются разворотом пластинчатого пакета фаз и дифференцированностью ячеек. В зоне взаимодиффу-зии отмечается существенное увеличение микротвердости.

На рис. 4, 5 представлена структура приповерхностного слоя сплава системы

Al-Mg АМг6 после лазерного воздействия с внедрением двухкомпонентного металлического сплава системы Cu-Zn латуни Л62. Граница раздела между легирующим слоем и основой однородная. Поры, раковины, неметаллические включения отсутствуют. Наблюдается переходная зона красного цвета, наличие которой можно объяснить увеличением содержания Cu при более интенсивной диффузии Zn [10-18] в алюминиевый сплав.

Структура представляет собой светлые зерна б-твердого раствора с выделением перечисленных выше интерметаллидных фаз как в центре зерна, так и по их границам. При определенных условиях формируется структура эвтектики. Конфигурация и ориентация зерен, а также размер выделений упрочняющих фаз зависит от условий теплоэнергетических параметров лазерной обработки. Критерии влияния фаз на зарождение эвтектической колонии в системе Al-CuAl2 представлены в табл. 1. Представленные пара- метры необходимо учитывать при проектировании технологий локального легирования алюминиевых сплавов медью и медными сплавами с упрочнением при формировании эвтектической структуры в пластической матрице.

В эвтектике б-твердый раствор меди в алюминии растет в виде трехмерных дендритов при общей закономерности развития ответвлений по направлениям куба. Рост дендритов фазы CuAl2 характеризуется большим геометрическим совершенством, прежде всего постоянством углов между ветвями смежных порядков.

В результате выполненных исследований установлено, что выбранные режимы обработки для исследуемых сплавов АМг6 и Л62 приводят к формированию многофазной структуры. Имеет место повышение эффективности легирования, заключающееся в увеличении количества одновременно вводимых компонентов и глубины обработанного слоя по сравнению с контрольными образцами, в которых в качестве легирующего материала использовались технически чистая медь. Указанный эффект можно объяснить интенсификацией массопереноса и ростом запаса свободной энергии. Подтверждением протекания процесса упрочнения при выбранных режимах является увеличение микротвердости. Наибольший эффект упрочнения, достигаемый при использовании в качестве легирующего материала

Таблица 1. Критерии влияния фаз на зарождение эвтектической колонии в системе Al-CuAl₂

Система	Фаза (первичные крист аллы)	Т 2 , °C	Т пл , K	Кристаллическая решетка (ти п)
Al-CuAl 2	Al	13	933	Г.ц.к.
	CuAl 2	7	864	Те тра гональ на я

Здесь обозначено: Т₂ – максимальное переохлаждение двухфазного (Ж+ α или Ж+ β фазы) сплава по отношению к солидусу.

латуни Л62, объясняется созданием наибольшего количества упрочняющих фаз и более низкой температурой солидуса. Кроме того, одним из определяющих процессов является образование области двухфазного (Ж+ α фаза) сплава.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Лазерное поверхностное легирование является одним из основных методов улучшения поверхностно-зависимых свойств алюминиевых сплавов. Проведены исследования процессов локального лазерного легирования технически чистого алюминия и алюминиево-магниевого сплава АМг6. В качестве материалов, содержащих легирующие компоненты, использовались технически чистая медь и сплав системы Cu-Zn латунь Л62 толщиной 0,05 мм. В результате легирования медью технически чистого алюминия образуется сплав системы Al-Cu. При этом основной упрочняющей фазой является θ -фаза CuAl₂.

В результате легирования латунью сплава АМг6 образуются сплавы системы Al-Zn-Cu-Mg. К вышеуказанной θ -фазе CuAl₂ добавляются упрочняющие фазы: η -фаза MgZn₂; S-фаза Al₂CuMg; T-фаза Al₂Mg₃Zn₃. Изучена структура приповерхностного слоя сплава АМг6 после лазерного воздействия с внедрением двухкомпонентной латуни Л62. Граница раздела между легирующим слоем и основой однородная. Поры, раковины, неметаллические включения отсутствуют. Наблюдается переходная зона красного цвета, наличие которой можно объяснить более интенсивной диффузией Zn в алюминиевый сплав. После многоцикловой лазерной обработки в зоне взаимодиффузии наблюдается структура эвтектики, состоящая из колоний α -твердого раствора и упрочняющих фаз. Микротвердость составляет Н_м = 2000…2200 МПа. Имеет место ячеистое членение. Границы ячеек выделяются разворотом пластинчатого пакета фаз и дифференцирован-ностью ячеек. В зоне взаимо-диффузии отмечается существенное увеличение микротвердости.

Разработан способ локального легирования сплава на основе Аl. В качестве материала, содержащего легирующие компоненты, используется латунь в виде фольги толщиной 0,05 мм, в которой предварительно формировали упорядоченный рельеф поверхности. Выбранные режимы обработки исследуемых сплавов АМг6 и Л62 приводят к формированию многофазной структуры. Имеет место повышение эффективности легирования, заключающееся в увеличении количества одновременно вводимых компонентов и глубины обработанного слоя по сравнению с контрольными образцами, в которых в качестве легирующего материала использовались технически чистая медь. При выбранных режимах габ-людается увеличение микротвердости. Наибольший эффект упрочнения, достигаемый при использовании в качестве легирующего материала латуни Л62, объясняется созданием наибольшего количества упрочняющих фаз и более низкой температурой солидуса. Кроме того, одним из определяющих процессов является образование области двухфазного (Ж+α фаза) сплава.

Работа выполнена при поддержке Министерства образования и науки РФ в рамках реализации ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» на 2009 – 2013 годы.