Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Литературный обзор и постановка задач исследований 13
1.1. Современные алюминиевые поршневые сплавы 13
1.1.1. Характеристика сплавов для поршней, используемых
в отечественном и зарубежном двигателестроении 13
1.1.2. Основные направления совершенствования поршневых сплавов 21
1.2. Анализ существующих технологий создания упрочненных слоев на поверхности алюминиевых поршневых сплавов 23
1.2.1. Локальное упрочнение и его особенности 23
1.2.2. Упрочнение методом заливки кольцедержателей 24
1.2.3. Использование композиционных материалов 28
1.2.4. Создание на поверхности силуминов защитных покрытий небольшой толщины 30
1.2.5. Аргоно-дуговая наплавка и ее разновидности 32
1.2.6. Плазменно-дуговой переплав с легированием 38
1.2.7. Лазерное поверхностное упрочнение 49
1.2.8. Электронно-лучевая обработка 58
1.3. Постановка задач исследований 64
Глава 2. Материалы, технологическая аппаратура и методики исследований 67
2.1. Выбор поршневого сплава для создания упрочненных слоев 67
2.2. Методика электронно-лучевого упрочнения в вакууме и технологическая аппаратура для ее реализации
2.3. Обоснование выбора системы легирования для получения наплавленного металла с высоким комплексом механических свойств 75
2.4. Металлографический анализ и измерение микротвердости 80
2.5. Фазовый анализ 82
2.6. Определение плотности 83
2.7. Разработка методики измерения твердости при высоких температурах и описание конструкции прибора для ее осуществления 84
2.8. Испытания на теплостойкость (термоциклирование) исходного поршневого сплава и упрочненных слоев 88
2.9. Испытания на износостойкость 89
Глава 3. Изучевие структурно-фазового состояния основного и упрочненного металла 94
3.1. Микроструктура и фазовый состав поршневого сплава заэвтектического состава в исходном состоянии 94
3.2. Структурные особенности упрочненных слоев, полученных методом электронно-лучевой технологии 99
3.3. Влияние структурно-фазового состояния на характер распределения микротвердости 106
3.4. Исследование кинетики старения поршневого сплава до и после электронно-лучевого упрочнения 115
Выводы по главе 3 1
Глава 4. Исследование геометрических характеристик и физико-механических свойств упрочненных слоев 123
4.1. Исследование влияния технологических параметров процесса электронно-лучевой обработки на геометрические характеристики упрочненных слоев 123
4.2. Определение плотности поршневого сплава в исходном состоянии и после обработки электронным лучом 135
4.3. Изучение твердости основного и упрочненного электронным лучом металла при высоких температурах 137
4.4. Испытание сплавов на сопротивление механическому изнашиванию 146
4.5. Взаимосвязь структурно-фазового состояния и физико-механических свойств упрочненного металла 151
Выводы по главе 4 155
Глава 5. Практическое использование результатов исследований 157
Общие выводы 162
Список использованных источников
- Анализ существующих технологий создания упрочненных слоев на поверхности алюминиевых поршневых сплавов
- Методика электронно-лучевого упрочнения в вакууме и технологическая аппаратура для ее реализации
- Структурные особенности упрочненных слоев, полученных методом электронно-лучевой технологии
- Определение плотности поршневого сплава в исходном состоянии и после обработки электронным лучом
Введение к работе
Актуальность работы. Развитие машиностроения в современном мире во многом обусловливается решением проблемы надежности подвижных сопряжений деталей машин на основе рационального конструирования, разработки высокопрочных материалов и методов их технологической обработки, выбора смазочных материалов и покрытий. Основной путь создания деталей нового поколения заключается в нанесении на их рабочие поверхности защитных и упрочняющих покрытий, которые имеют свойства, значительно отличающиеся от свойств основного материала деталей. Такое разделение функций позволяет многократно повысить надежность и ресурс работы деталей машин при одновременном снижении затрат на изготовление единицы продукции.
Поршень является важнейшей и наиболее напряженной деталью двигателя внутреннего сгорания. Ресурс работы поршня в целом определяется ресурсом работы его слабых мест, к числу которых в зависимости от конструкции поршня и условий его работы относятся: зоны кольцевых канавок под компрессионные кольца, кромка камеры сгорания, днище и юбка поршня, жаровый пояс и отверстия для поршневого пальца. Для поршней дизельных двигателей проблема износа и разрушения слабых мест приобретает особую остроту, поскольку с повышением уровня форсирования дизельного двигателя значительно возрастают динамические нагрузки на поршень, что приводит к интенсификации износа его слабых мест. Как показывает анализ износов и разрушений поршней, из перечисленных слабых мест наиболее интенсивному износу подвержены зоны кольцевых канавок под компрессионные кольца, особенно зона первой кольцевой канавки. Образование предельного зазора между поршневым кольцом и канавкой в основном и определяет ресурс дизеля до переборки, расход топлива и масла, а также затраты на ремонт.
Материалом, используемым для изготовления поршней, являются преимущественно алюминиево-кремниевые сплавы (силумины). Поршни карбюраторных двигателей изготавливают из малокремнистых силуминов, в то время как поршни дизельных двигателей, особенно форсированных, выполняют из более жаропрочных высококремнистых силуминов эвтектического и заэвтектического состава. Однако для того, чтобы обеспечить удовлетворительную работу сопряжения первое
поршневое кольцо - канавка, износостойкости высококремнистых силуминов оказывается явно недостаточно. Таким образом, разработка эффективных технологических процессов для упрочнения кольцевых канавок поршней форсированных дизельных двигателей является актуальной и одной из основных задач современного машиностроения.
Электронно-лучевая обработка пучками низкой энергии благодаря ряду преимуществ (более высокий, чем при лазерной обработке к.п.д., значительно меньшие энергозатраты, вакуумная дегазация и рафинирование обрабатьшаемого металла, возможность полной автоматизации процесса) является одним из наиболее перспективных методов упрочнения поршневых сплавов.
Работа выполнена в Проблемной НИЛ "Процессы сварки и создания защитных покрытий" и в Зональной межвузовской НИЛ электронно-лучевой технологии АлтГТУ в соответствии с тематическим планом Единого заказ-наряда Минвуза РФ (1993...2000 г.г.), а также в рамках программ, включенных на конкурсной основе в: Региональную НТП "Сибирь" (1995...1997 г.г.), Региональную НТП "Нефть и газ Сибири" (1993...1997 г.г.), Региональную НТП "Алтай-наука" (1995...1998 г.г.), Республиканскую межвузовскую НТП "Сварочные процессы" (1995...1998 г.г.), Республиканскую межвузовскую НТП "Сварка и контроль" (1999 г.), и гранта Минобразования РФ по фундаментальным исследованиям в области транспортной техники в 1999 г. (Раздел 5 "Технология производства транспортной техники").
Цель работы. Разработка технологических основ процесса упрочнения поршневых алюминиево-кремниевых сплавов методом электронно-лучевой обработки в вакууме.
Для достижения цели в работе были поставлены следующие научные и прикладные задачи исследований:
- провести экспериментальные исследования по выявлению влия
ния технологических параметров режима электронно-лучевого упроч
нения на геометрические характеристики упрочненных слоев; с исполь
зованием регрессионных моделей оптимизировать технологию упроч
нения кольцевых канавок поршней под компрессионные кольца.
исследовать физико-механические свойства упрочненного металла: твердость, в том числе при высоких температурах, микротвердость, износостойкость, плотность.
установить качественную и количественную взаимосвязь структуры и свойств металла, наплавленного с легирующими добавками.
оценить теплостойкость основного и упрочненного металла; выявить механизм разупрочнения от температурного воздействия методом исследования кинетики старения.
разработать технологические рекомендации по практическому использованию технолопга электронно-лучевого упрочнения; выявить области рационального использования разработанного способа упрочнения поршневых сплавов.
Методы исследований. Экспериментальные исследования процесса электронно-лучевой обработки в вакууме проводили на заготовках поршней, отлитых нз заэвтектического силумина, с использованием электронно-лучевого энергетического комплекса ЭЛА-5 на основе пушки с плазменным эмиттером.
Микроструктурные исследования выполняли на оптическом микроскопе МИМ-8М и растровом электронном микроскопе Tesla BS-300. Твердость и микротвердость упрочненных слоев измеряли на приборах 2109ТБ и ПМТ-ЗМ. Испытания на теплостойкость и исследование кинетики старения сплавов проводили методом измерения механических свойств. В качестве источника нагрева использовали печь типа "СНОЛ".
Исследования ігзносостойкости выполняли по модернизированной методике в условиях сухого и масляного трения скольжения со схемой изнашивания "пальчиковый образец - диск". Износ контролировали по потере массы на аналитических весах ВЛР-200.
Построение математических моделей и оценку их качества проводи при помощи программы "BESSER", которая предназначена для построения регрессионных моделей в прикладных статистических исследованиях. Основой программы является алгоритм поиска лучшей регрессионной модели, построенной методом наименьших квадратов.
Достоверность полученных результатов при решении поставленных в диссертационной работе задач обеспечивали использованием совремешгых приборов, оборудования, компьютерной техники и методик экспериментальных и теоретических исследований, а также получением адекватных практических результатов.
Научная новизна.
- впервые метод электронно-лучевого упрочнения с легированием
научно обоснованно применен для создания слоев с высокими механи
ческими свойствами на поверхности поршневых алюминиево-кремние-
вых сплавов. На разработанный способ получено положительное решение по заявке на патент № 98123272/02 от 21.12.1998 г.
установлены рациональные технологические параметры режима электронно-лучевого упрочнения применительно к обработке зон кольцевых канавок под компрессионные кольца.
получены новые экспериментальные данные о физико-механических свойствах упрочненного металла, в том числе при высоких температурах; установлено, что в слоях, упрочненных с легированием, на алюминиевой основе со структурой эвтектики сложного состава возможно получение твердости до 2300 МПа по Бринеллю, и сохранение высоких показателей твердости при повышенных температурах.
установлена зависимость физико-механических свойств упрочненного металла от количества легирующих элементов, вводимых при наплавке; разработаны рекомендации по управлению формированием микроструктуры с целью получения упрочненного металла с заданным комплексом механических свойств.
Практическая ценность работы. Разработана технология электронно-лучевого упрочнения поршневых силуминов, которая может быть использована для 5гпрочнения слабых мест поршней, например кольцевых канавок под компрессионные кольца. Разработанный технологический процесс упрочнения поршневых силуминов прошел опытно-промышленную проверку и внедрен на научно-производственной фирме (НПФ) "ЭЛИОМ" (г.Барнаул).
Диссертационные исследования и разработки используются в учебном процессе АлтГТУ при выполнении дипломных проектов, лабораторных занятий и научно-исследовательских работ студентов.
Основные положения, выносимые на защиту:
- результаты экспериментальных исследований по выявлению
влияния технологических параметров процесса электронно-лучевой
обработки на геометрические характеристики упрочненных слоев с
использованием метода планирования эксперимента и последующим
построением регрессионных математических моделей.
- результаты исследований микроструктуры поршневого сплава в
исходном состоянии и после его упрочнения методом электронно
лучевой технологии.
- результаты исследования кинетики старения упрочненных
слоев, на основании которых выявлен механизм разупрочнения обрабо
танного металла от воздействия температуры.
- установленные зависимости физико-механических свойств (твердости, в том числе при высоких температурах, микротвердости, плотности, износостойкости) основного и упрочненного металла и их взаимосвязь со структурно-фазовым состоянием обработанного металла и содержанием в нем легирующих элементов.
Апробация работы. Основные результаты диссертационной работы докладывались на 55-й научно-технической конференции студентов, аспирантов, профессорско-преподавательского состава АлтГТУ (г.Барнаул, 1998 г.), XXX Всероссийской научно-технической конференции "Актуальные проблемы современного строительства" (г.Пенза, 1999 г.), научно-технической конференцій! студентов и аспирантов Рубцовского индустриального института (г.Рубцовск, 1999 г.), V Межгосударственном семинаре "Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий" (г.Обнинск, 1999 г.), III Международном Российско-Корейском симпозиуме (KORUS'99) (г.Новосибирск, 1999 г.), Международной молодежной научной конференции "XXV Гагаринские чтения" (г.Москва, 1999 г.), 1 Международной научно-технической конференции "Металлофизика и деформирование перспективных материалов (Металлдеформ-99)" (г.Самара, 1999 г.), 56-й научно-технической конференции студентов, аспирантов, профессорско-преподавательского состава АлтГТУ (г.Барнаул, 1999 г.), научно-практической конференции "Наука - городу Барнаулу" (г.Барнаул, 1999 г.). Диссертация обсуждалась на научно-технических семинарах кафедры "Малый бизнес и сварочное производство" АлтГТУ.
Публикации. Материалы диссертации опубликованы в 22 научных работах, в том числе в 3-х отчетах по научным темам, прошедших государственную регистрацию. Получено положительное решение по заявке на патент№ 98123272/02 от 21.12.1998 г.
Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, общих выводов по работе и приложешш. Работа изложена на 203 страницах и содержит 56 рисунков, 20 таблиц. Список использованной литературы содержит 178 наименований.
Анализ существующих технологий создания упрочненных слоев на поверхности алюминиевых поршневых сплавов
По мере увеличения количества эвтектики уменьшается склонность сплавов к образованию межкристаллит-ных усадочных рыхлот, горячих трещин, что позволяет получить отливку высокой плотности. Это объясняется тем, что процесс кристаллизации протекает в узком температурном интер вале и идет сплошным фронтом от периферийной зоны (стенок формы) к внутренним зонам отливок, что вызывает образование между первичными кристаллами сплошного слоя мелкозернистой эвтектики. Это препятствует образованию сквозных усадочных каналов между зернами твердого раствора.
С повышением содержания кремния в сплавах понижается коэффициент термического расширения и получается более грубая структура, что приводит к охрупчиванию сплава и ухудшает обрабатываемость резанием. Для измельчения включений кремния в эвтектике используют модифицирование натрием, литием, что повышает пластические свойства.
Отечественные поршневые сплавы классифицированы по ГОСТ 1583-89 (литейные) и ГОСТ 4784-74 (деформируемые). Химический состав наиболее часто используемых сплавов приведен в табл.1.1., а механические свойства -в табл. 1.2.
Коротко рассмотрим особенности поршневых сплавов, которые подразделяют на две большие группы: деформируемые и литейные.
Поршни, изготовленные из литейных алюминиевых сплавов, преимущественно эвтектических и заэвтектических силуминов, характеризуются пониженным коэффициентом линейного расширения по сравнению с другими литейными сплавами на основе алюминия.
Сплав АК5М7 системы Al-Si-Cu содержит, кроме кремния и меди, магний. Отличается высокой жаропрочностью, но уступает сплавам Al-Si и Al-Si-Mg по литейным свойствам, коррозионной стойкости и герметичности, а также имеет высокий коэффициент линейного расширения и большую склонность к объемным изменениям в процессе эксплуатации, что приводит к образованию на поршнях "задиров" и трещин. Поэтому, на смену сплаву АК5М7 пришли эвтектические специальные силумины АК12М2МгН и АК12ММгН, которые обладают хорошими литейными свойствами, отличаются более высокой жаропрочностью, так как содержат 0,8... 1,3% никеля, образующего сложные фазы в виде жесткого каркаса; добавка титана улучшает технологические свойства. Сплавы имеют малую склонность к объемным изменениям при повышенных температурах.
Технические требования (ГОСТ 1583-89) Марка сплава Временное сопротивление 7в, КГС/ММ Относительное удлинениеб,% Твердостьпо Бринеллю,НВ, кгс/мм2 АК5М7 (АЛ10В) 17 — 90 АК12М2МгН(АЛ25) 19 АК12ММгН(АЛ30) 20 0,5 АЛ26 16 — АК21М2,5Н2,5 19,0 100 технические требования приведены по справочнику [14]. Примечание. Механические свойства даны для сплавов, отлитых в кокиль с последующей термообработкой: искусственное старение без предварительной закалки.
Наиболее перспективными считаются высококремнистые сплавы, которые используют для литья поршней более мощных автотракторных двигателей (по сравнению с двигателями, укомплектованными поршнями из эвтектических сплавов). В качестве примера может служить высококремнистый жаропрочный силумин АЛ26, разработанный И.Ф.Колобневым, В.М.Бусаро-вым, Л.В.Швыревой [15]. Сплав имеет повышенную жаропрочность по сравнению с АК12М2МгН и АК12ММгН, что обеспечивается увеличением степени легирования твердого раствора элементами с низким коэффициентом диффузии, а также упрочнением границ зерен твердого раствора частицами вторых фаз (интерметаллидов), которые до 300 С мало взаимодействуют с а 18
твердым раствором. Кроме того, мелких частиц кремния, склонных к коагуляции, в сплаве АЛ26 меньше. Сплав АЛ26 имеет самый низкий коэффициент термического расширения (а = 1910"6 в интервале температур 20...300 С).
Заэвтектический силумин АК21М2,5Н2,5 имеет хорошую жидкотеку-честь, твердость и износостойкость. Структура сплава состоит из первичных кристаллов кремния и эвтектики. Добавки никеля и хрома обеспечивают высокую жаропрочность до 300...320 С [16].
На акционерном обществе "АвтоВАЗ" в качестве материала для изготовления поршней методом литья в кокиль используется сплав АК10М2Н сложной многокомпонентной системы Al-Si-Cu-Mg-Ni. Он имеет следующий химический состав (в %): Si = 9,5...10,5; Си = 2,0...2,5; Mg = 0,8...1,2; Ti 0,05; Ni = 0,8... 1,2; Mn 0,05; Fe 0,6; Zn 0,06 [17]. На других автомобильных заводах России для аналогичных целей применяется сплав АК12ММгН (по старой классификации АЛ30). На ВАЗе поршни всех типоразмеров из сплава АК10М2Н подвергаются стабилизирующему отжигу, который обеспечивает достаточные прочностные характеристики для поршней карбюраторных двигателей.
В зарубежном двигателестроении силумины также находят широкое применение для изготовления поршней. В справочнике [18] приведена характеристика поршневых сплавов, используемых в ФРГ. Из табл. 1.3 видно, что это эвтектические и заэвтектические жаропрочные силумины.
Методика электронно-лучевого упрочнения в вакууме и технологическая аппаратура для ее реализации
Перспективным направлением для упрочнения поршневых сплавов является использование лучевых источников нагрева: лазерного или электронного луча. Особенности взаимодействия лазерного луча с поршневыми силуминами проявляются в том, что структура силуминов в зоне оплавления значительно изменяется. В эвтектических сплавах подавляются кристаллизация и рост первичных кристаллов а или Si. Крупные первичные кристаллы Si измельчаются при лазерной обработке в 18...40 раз [123]. Изменяется при этом и морфология фаз: если в исходной структуре эвтектики имеются остроугольные фазы, то после лазерной обработки форма частиц близка к глобулярной. Очевидно, при этом следует ожидать улучшения механических свойств сплавов.
Проблемой разработки технологии лазерного упрочнения поверхности силуминов занимались следующие ученые: В.И.Волгин [124,125], А.Г.Григо-рьянц, А.Н.Сафонов, Н.А.Макушева (МВТУ имЛ.Э.Баумана) [126,127], И.Ф.Дериглазова, Б.Ф.Мульченко, И.В.Боголюбова (НПО "НИИТавтопром") [128-130], А.Н.Гречин, И.Р.Шляпина, И.А.Гречина, Н.А.Егоров, Л.Ш.Набу-товский (ПО "ЗИЛ") [131,132], Я.Д.Коган, З.С.Сазонова, В.Д.Александров, Т.М.Боровская (МАДИ) [133], Ю.Б.Кисина, АДБарсуков (МиСИС) [134]. За рубежом аналогичные работы ведутся в Китае [135], Японии [136], ФРГ[137].
Лазерное поверхностное упрочнение может проводиться как без легирования, так и с легированием поверхности. Вариант упрочнения без легирования [126] характеризуется следующими особенностями: наличием сверхвысоких скоростей обработки - 38...271 мм/с (137...978 м/ч), малой толщиной (0,06...0,5 мм) и шириной (0,4...1,8 мм) упрочненной зоны. При этом используют непрерывный СОг-лазер мощностью 0,5...3 кВт. Обработка поршневого сплава АЛ25 в вышеприведенных диапазонах параметров режима, приводит к значительному диспергированию структурных состав ляющих. Микротвердость упрочненной зоны возрастает до Н 235...265 (микротвердость эвтектики сплава АЛ25 составляет Н 148±41). Тонкий упрочненный слой образуется при закалке из жидкого состояния, а ЗТВ практически отсутствует. При сверхвысоких скоростях охлаждения происходит значительное пересыщение твердого раствора, о чем свидетельствует повышение твердости при последующем старении сплава АЛ25 после лазерной обработки (см. рис. 1.15). На рис.1.15,а показано изменение микротвердости упрочненных лазером образцов после старения при 150, 200, 250 и 275 С. Видно, что в процессе старения при 150 С в течение 17 ч. микротвердость образцов увеличивается до Н 305. Старение этих же образцов, не обработанных лазером, не приводит к увеличению микротвердости а - твердого раствора и эвтектики (рис. 1.15,6). Реализация технологии состояла в лазерном упрочнении канавок поршней. Лазерный луч направляли к боковым плоскостям канавки под углом 30. При мощности 1,5 кВт и скорости 217 мм/с (780 м/ч), ширина упрочненной зоны 1,7... 1,9 мм, глубина 0,12...0,14 мм, микротвердость Н 227...270.
Лазерное упрочнение без легирования можно проводить и за-Рис.1.15. Изменение микротвердости в процессе старения сплава АЛ25 эвтектических сплавов. В работе (у кривых указаны температуры старе- [132] приведены результаты исс ния): а - после лазерной обработки (W=l,5 кВт, о=980 м/ч, Dn=l,6 мм); б - ледований структуры и свойств без лазерной обработки (1 - эвтектика; сплава АК15МН до и после лазер 2 - а-твердый раствор). [126] ной обработки. Использовали непрерывное излучение СС -ла-зера мощностью 2,5 кВт. Лазерная обработка способствует повышению твердости, которая зависит от скорости перемещения образца о (рис. 1.16).
Наибольшая твердость достигается при о=125 мм/с: для сп 22Sr,m/c Зависимость твердости поверхности силуминов и толщины зоны переплава от скорости переме щения образца: х- АЛЗО; о - лава АЛЗО - 145 HV, для АК15МН. [132] АК15МН - 125 HV. Толщина слоя с измененной структурой при этом резко уменьшается от 2,0 до 0,7 мм. На рис. 1.17 показана структура сплава АК15МН до и после лазерной обработки без легирования, из которой видно, что размер частиц кремния уменьшился в 5...7раз.
Процесс лазерного поверхностного упрочнения с легированием состоит, как правило, из двух стадий: подготовка поверхности к обработке и обработка ее лазерным лучом. Процесс подготовки поверхности заключается в очистке ее от грязи, пыли, масла, и нанесении на нее слоя легирующего порошка. Поскольку расплавленный алюминиевый сплав обязательно должен быть изолирован от атмосферного воздуха, то производится его защита аргоном.
Обработка с легированием проводится на значительно более низких скоростях - 1,67...8,33 мм/с (6...30 м/ч), чем обработка без легирования. Это вызвано необходимостью расплавления и перемешивания компонентов легирующего порошка. При легировании сплава АЛ25 непрерывным СС -лазером (плотность мощности (0,04...1) 105 Вт/см2) используются порошки NiCr, FeCuB [129] или NiCrMo [130]. При этом за счет образования мелкодисперсной структуры и пересыщения твердого раствора вводимыми легирующими элементами, микротвердость легированного слоя повышается (см. табл. 1.10).
В качестве легирующих добавок возможно использовать порошки других составов. В работах [131,132] в качестве таковых были использованы порошки Fe, Fe+B, Fe+Cu, Fe+Cu+B, ГШ-ХН80С2Р2, ITH-XH80C2P2+Fe+Cu. Лазерную обработку проводили на сплаве АЛ25 с помощью СОг-лазера непрерывного действия. Диаметр пятна - 3,5 мм., мощность излучения 1,7...2,2 кВт. Скорость перемещения изменяли от 1,0 до 25 мм/с. При этом глубина упрочненного слоя находилась в пределах от 0,8 до 2,8 мм. Авторы работ, наряду с закреплением порошка в виде шликерного слоя, использовали еще всыпание порошковой смеси через дозатор непосредственно в зону облучения. При этом лазерный луч сканировал по окружности с частотой 50 Гц [131]. Из сопоставления двух способов подачи легирующего порошка, предпочтение было отдано всыпанию его через дозатор, поскольку при шликер-ной наплавке повысить точность дозирования трудно, и степень ликвации по составу в основном определяется точностью дозирования порошка. При лазерном легировании со всыпанием порошков Fe+Cu и nH-XH80C2P2+Fe+Cu была достигнута микротвердость легированного металла 174...206 HV и 251...293 HV соответственно. Результаты испытаний на износостойкость привели к заключению, что минимальный износ обеспечивает упрочненный слой с легированием самофлюсующимся порошком ПН-ХН80С2Р2 (хим.состав, в %: 0,2...0,5% С; 12,0...15,0% Сг; 2,0...3,0% Si; 1,5...2,1% В; 5,0% Fe; остальное - Ni).
Ученые из МИСиС [134] в качестве легирующих обмазок рекомендуют использовать порошки Fe и сплава ПГ-12Н-01 (8...14% Сг; 1,75...2,5% В; 1,25...3,25% Si, 1,25...3,25% Fe, остальное - никель). В обоих случаях грануляция порошков в среднем составляла 40 мкм. Режимы обработки с помощью непрерывного СС 2-лазера мощностью 2 кВт следующие: скорость движения луча и=2 мм/с, его диаметр Dn=2 мм. Обрабатываемый поршневой силумин - АЛ30. Глубина упрочненной зоны после облучения - 0,5 мм.
Структурные особенности упрочненных слоев, полученных методом электронно-лучевой технологии
Вопросы металловедения алюминиевых сплавов, знание которых необходимо для научного обоснования выбора легирующих элементов, освещены в литературе достаточно полно и подробно. Ведущими научными коллективами бывшего СССР тщательно изучены вопросы структурообразо-вания, субструктурные особенности, теория и практика термической обработки алюминиевых сплавов, используемых преимущественно в самолетостроении, судостроении, в производстве ракетно-космической техники. Изучением алюминиевых сплавов занимались такие ученые как И.Ф.Колобнев, В.В.Кры-мов, И.Н.Фридляндер, О.С.Бочвар, А.И.Беляев, Н.Н.Буйнов, В.М.Бусаров, ЛВЛИвырева и многие другие.
Проблемой разработки и производства поршневых сплавов на основе алюминия ученые занимаются уже более полувека (см.п.п. 1.1.1). За это время наработан солидный экспериментальный материал, в котором также освещены вопросы влияния легирующих элементов на структуру и физико-механические свойства поршневых сплавов. Вместе с тем, большинство исследований касаются сплавов типа силумин до- и эвтектического состава. Проблемы металловедения заэвтектических силуминов проработаны в достаточно меньшей степени, хотя данные по ним также имеются. Поэтому, при обосновании выбора системы легирования будем руководствоваться литературными данными.
Необходимо отметить, что в литературе освещены вопросы по взаимосвязи легирующих элементов со структурой и физико-механическими свойствами преимущественно в условиях металлургического производства поршневых сплавов. Сведения, касающиеся вопросов получения легированного металла с использованием локальных источников нагрева, носят поисковый характер, находятся в стадии изучения. Совершенно неизвестно, каковы осо 76 бенности структурно-фазового состояния и какой уровень механических свойств возможно получить при использовании известных легирующих добавок в условиях электронно-лучевого упрочнения поршневых силуминов, чем и определяется один из пунктов научной новизны исследований, выполненных в рамках диссертационной работы.
Известно, что в системе алюминий-кремний атомы кремния в зонном упрочнении практически не участвуют, и фазовое упрочнение ничтожно мало, поэтому все двойные сплавы имеют пониженную прочность [158]. Для повышения прочности к высококремнистым сплавам добавляют медь, магний и другие элементы, значительное количество которых можно зафиксировать в твердом растворе алюминия при охлаждении с закалочных температур со скоростями выше критических. В процессе искусственного старения они образуют соединения, способствующие дисперсионному твердению.
Выбор легирующих элементов в диссертации проведен по критерию, который заключается в том, чтобы получить поршневой силумин, имеющий повышенную жаропрочность и износостойкость. Анализ структурных особенностей и диаграмм состояния алюминиевых сплавов [3,15,16,158-163] позволил сделать вывод, что для повышения жаропрочности целесообразно легировать алюминий металлами из переходной группы, которые активно взаимодействуют с алюминием с образованием твердых тугоплавких алюминидов. В результате происходит насыщение алюминиевого сплава интерметаллидными фазами, которые в зависимости от их количества придают упрочненному слою металла новые свойства. Наиболее подходящими являются те элементы таблицы Д.И.Менделеева, которые имеют малый коэффициент диффузии в алюминии, высокую температуру плавления и способны образовывать при рабочих температурах сложные дисперсные продукты распада, создающие внутри зерен устойчивую микрокогерентность [3]. Такими элементами являются никель, железо, хром, а также медь, магний, марганец. Следует подчеркнуть, что повышенная жаропрочность сплава АК21М2,5Н2,5 (по сравнению со сплавом АК12М2МгН) достигается легированием твердого раствора алюминия медью, никелем и хромом, а также упрочнением границ зерен частицами вторых фаз (типа АІбСизМ и др.), которые до 300 С мало взаимодействуют с а-твердым раствором.
Характеристика разработанных технологий локального упрочнения поршневых силуминов (п.п. 1.2.5-1.2.8) позволяет сделать вывод, что большинство исследователей также используют для создания наплавленных слоев вышеперечисленные элементы.
Руководствуясь вышеприведенными рассуждениями, автором диссертации были выбраны в качестве легирующих элементов нихром и медь, которые вводились в зону действия электронного луча в виде присадочных проволок (диаметром до 1 мм). Количество вводимой в расплавленный металл присадочной проволоки расчитывалось таким образом, чтобы среднее содержание нихрома и меди в наплавленном металле составило 1, 2, 3 и 4%. Выбор именно этих элементов нуждается в некоторых пояснениях:
1. Нихром и медь относятся к принципиально разным компонентам, поскольку никель и хром (входящие в состав нихрома) в алюминии в равновесных условиях практически не растворяются, а образуют с ним типичные химические соединения (фазы) NiAb, СгАЬ и более сложные тройные соединения. В противоположность этому медь в алюминии в равновесных условиях растворяется до 5,7%, что позволяет перевести ее в твердый раствор при закалке, а значит получить эффект упрочнения при последующем старении. С целью обеспечения более высокой жаропрочности необходимо, чтобы прирост прочности происходил не только за счет упрочненного состаренного твердого раствора, но и в результате присутствия достаточно дисперсных равновесных вторых фаз, которые могут быть образованы в результате химической реакции никеля и хрома с алюминием. Таким образом, никель и хром в твердом алюминии практически не растворяются, а значит они идут на образование тугоплавких алюминидов, которые в виде дисперсных равновесных вторых фаз упрочняют поршневой силумин. При прочих равных условиях медь растворяется в алюминии в значительных количествах, а значит участвует в упрочнении твердого раствора (в дисперсионном твердении), а не участвует в образовании равновесных вторых фаз. Эти рассуждения справедливы при кристаллизации поршневых сплавов в условиях, близких к равновесным, для которых построены диаграммы состояния сплавов. При электронно-лучевом упрочнении условия охлаждения далеки от равновесных, поэтому для таких условий использование классической схемы проблематично. Для сопоставления приведем данные по максимальной растворимости легирующих элементов в твердых растворах двойных систем, полученных закалкой из жидкого состояния [160]. Никель растворяется в алюминии в равновесных условиях в количестве 0,023% (по диаграмме состояния при температуре 913 С), а в условиях закалки из жидкого состояния в алюминии может раствориться никеля до 5,2%. Для хрома аналогичными цифрами являются 0,44% (934 С) и 6,0%, а для меди 5,7% (548 С) и 17...18%. Приведенные данные указывают на то, что при резком увеличении скорости охлаждения растворимость "нерастворимых" элементов в алюминии повышается в десятки-сотни раз, а "растворимых" - в несколько раз.
Определение плотности поршневого сплава в исходном состоянии и после обработки электронным лучом
Структура легированного металла значительно отличается как от основного металла, так и от структуры металла, упрочненного без легирования. Микроструктура имеет следующие особенности, а именно - обнаружено вырождение кристаллического кремния в дендритную форму. Согласно теории образования дендритных форм, исходящей из предположения, что дендрит является неравновесной формой кристалла, выявленная дендритная составляющая классифицирована как результат кристаллизации эвтектики "алюминий-кремний". Измеренный размер дендритного параметра (расстояние между вторичными ветвями дендритов) составил 1,4...2,2 мкм (рис.3.6). При легировании нихромом во всем диапазоне содержания легирующих элементов размеры дендритного параметра близки друг к другу. Кроме дендритной составляющей, в структуре наплавленного металла также присутствуют мелкие кристаллы кремния округлой формы (форма близка к глобулярной). Это вызвано тем, что крупные первичные кристаллы кремния в основном металле в процессе наплавки не успевают полностью раствориться в жидком металле, и впоследствии, находясь во взвешенном состоянии, служат центрами кристаллизации кремния при охлаждении расплавленного металла. Размеры кремниевых включений для всего диапазона легирования нихромом мало отличаются друг от друга и находятся в пределах 4... 12 мкм (наиболее часто встречаются включения размером 7... 12 мкм), что крупнее кристаллов кремния у металла, упрочненного без легирования.
С повышением содержания нихрома в наплавленном металле не обнаружено ярко выраженных (характерных) изменений в микроструктуре. После ТЦ в микроструктуре наплавленного металла обнаружено частичное разрушение первичных ветвей дендритов. Наблюдается частичный распад исходной дендритной структуры, которая приобретает более дезориентированное строение, чем до ТЦ. Однако, до ТЦ дендритная сетка также не имеет сплошного каркаса, поскольку особенность технологии упрочнения такова, что в процессе наплавки электронный луч сканировал по окружности. В результате сканирования луч срезает растущие ветви дендритов, что приводит к дополнительному измельчению структурных составляющих.
Структура медистых наплавок также имеет дендритное строение, но отличается от наплавки нихромом тем, что здесь дендриты более компактны, в то время как при наплавке нихромом они имеют более разветвленную форму. Дендриты при наплавке медью имеют большую протяженность первичных осей, что хорошо видно на фотографиях. Первичные кристаллы кремния в наплавленном металле имеют размер 5...9 мкм, т.е. занимают среднее положение между размером кремниевых включений при наплавке нихромом (более крупные включения) и при упрочнении без легирования (более мелкие включения).
В структуре металла после ТЦ также наблюдается частичный распад исходной дендритной структуры вследствии термического воздействия.
Анализ микроструктур металла, упрочненного без легирования и с легированием нихромом и медью позволяет сделать вывод об их существенном различии. Во-первых, средний размер кремниевых включений возрастает, как уже было отмечено, в следующем направлении: упрочнение без легирования - легирование медью - легирование нихромом. Во-вторых, при упрочнении без легирования дендритной составляющей практически не просматривается, при легировании медью имеются компактные дендриты (у которых фактически нет вторичных ветвей), и при легировании нихромом дендриты приобретают более характерную (обычную) форму, с хорошо сформированными вторичными ветвями.
Причина этих структурных особенностей заключается в условиях кристаллизации расплавленного металла при различных вариантах упрочнения. Рассмотрим каждый из них. При упрочнении без легирования имеют место самые высокие (из трех вариантов упрочнения) скорости охлаждения в интервале температур "ликвидус-солидус", что и определяет размер и форму структурных составляющих закристаллизовавшегося металла. При легировании нихромом часть мощности электронного луча (технологические параметры режима для всех трех способов упрочнения одинаковы, что поясняется в п.п.4.1) расходуется на расплавление нихромовой проволоки. Температура плавления нихрома марки Х20Н80 составляет 1400 С (ГОСТ 12766.1-90 Проволока из прецизионных сплавов с высоким электрическим сопротивлением (Приложение 6)). Это приводит к тому, что температура жидкого металла понижается, поскольку вся проволока расплавляется в жидком алюминий (металлографически не обнаружены частицы нерасплавившейся проволоки в микроструктуре наплавленного металла). Поэтому, максимальная температура нагрева жидкой ванны будет ниже, чем при использовании технологии упрочнения без легирования. В свою очередь, это изменит характер термических циклов, в том числе и характер кривых охлаждения, задний фронт которых будет более пологим, а скорость охлаждения в интервале температур "ликвидус-солидус" при наплавке нихромом будет ниже, чем при упрочнении без легирования. Уменьшение скоростей охлаждения приводит к образованию дендритной составляющей, имеющей хорошо сформированные вторичные ветви, и к росту первичных кристаллов кремния, поскольку время пребывания металла в жидком состоянии будет больше.
Технология с легированием медью занимает промежуточное положение, поскольку температура плавления меди составляет 1083 С [13]. Следовательно, это приводит к возрастанию скорости охлаждения в интервале температур "ликвидус-солидус" и к последующему изменению структурных особенностей (рис.3.6).
Цель исследования характера распределения микротвердости заключалась в том, чтобы оценить степень однородности микроструктур. Микротвердость структурных составляющих основного металла характеризуется высоким разбросом значений. Микротвердость а - твердого раствора находится в пределах 850...1600 МПа, у кремния - она в 10...12 раз выше (11744... 13264 МПа). Микротвердость на участках скоплений интерметаллидных фаз (иногда вперемешку с эвтектическими выделениями кремния) находится в диапазоне от 1600 до 2400 МПа.