Москва, г. Москва и Московская область, Россия
Москва, г. Москва и Московская область, Россия
УДК 621.7 Обработка давлением. Пластическое формообразование. Формоизменяющие операции (без снятия стружки). Отделка в целом. Соединение материалов. Процессы (технология), инструменты, машины и оборудование
УДК 620 Испытания материалов. Товароведение. Силовые станции. Общая энергетика
Рассмотрена проблема формирования соединения при фрикционной обработке композиционных материалов на основе несмешивающихся компонентов. Показана роль полос адиабатического сдвига (ПАС) во взаимодействии с элементами, формирующими композиционный материал. Описаны эффекты миграции тяжелых легкоплавких компонентов по ПАС со скоростями намного превышающие скорости традиционной диффузии, позволяют по-новому взглянуть на возможности эффекта сварки трением с перемешиванием не только как на эффективный метод сварки, но также как на основу альтернативной технологии производства сплавов несмешивающихся компонентов в массивных образцах. Установлено, что температура в зане перемешивания была достаточно высокой для интенсивного образования твёрдых растворов и интерметаллидных фаз. Структура таких частиц формировалась под воздействием нагрева и интенсивной пластической деформации в условиях возможной реализации двух механизмов миграции компонентов – диффузионного и миграционного по ПАС, воспроизводимых при каждом обороте инструмента. Увеличение содержания свинца в композиционном материале с 5 до 44 % привело к снижению коэффициента трения с 0,28 до 0,13. Основное снижение коэффициента трения композиционного материала системы Al–Pb достигается в интервале содержания свинца 0…30 % масс. Развитие обсуждавшейся выше альтернативной технологии производства композиционных материалов (КМ) специального назначения предусматривает два взаимосвязанных направления – расширение номенклатуры новых функциональных КМ используя уникальные возможности технологии СТП и уточнение механизма структурно-фазовых превращений, лежащих в основе этой технологии. В частности, очевидно, что в дополнительном исследовании нуждаются и механизм, и кинетика формирования ПАС и их роли в формировании микроструктуры и свойств композитов.
фрикционная обработка, композиционный материал, несмешивающиеся компоненты, полосы адиабатического сдвига, система Al–Pb, коэффициент трения
Введение
Композиционные материалы на основе несмешивающихся компонентов (НК) обладают рядом уникальных свойств [1]. Недавно появились новые интересные и перспективные направления, основанные на применении достижений нанотехнологий, позволяющие создавать уникальные материалы данного класса для изделий малого размера (пленки, покрытия, макрочастицы). Следует отметить, что при этом остается актуальной проблема создания массивных изделий из материалов на основе НК.
Среди наиболее перспективных направлений работ в этой области были чаще других называют технологии, основанные на применении концентрированных потоков энергии (КПЭ) различного вида. К ним в первую очередь можно отнести применение лазеров, электронно-лучевого, электроимпульсного и ударно-волнового воздействия, механическое легирование. Также рассматривался в качестве наиболее перспективного для получения объемных изделий из НК метод сварки трением с перемешиванием (СТП).
Анализ структурных и фазовых превращений, происходящих под воздействием названных источников энергии, в частности и особенно в сплавах на основе НК, показал, что в большинстве случаев формирование структуры может проходить при участии полос адиабатического сдвига (ПАС). В данной статье мы рассмотрим каким образом ПАС могут влиять на взаимодействие компонентов при формировании структуры и рассмотрим некоторые примеры и перспективы применения СТП для производства КМ, получение которых традиционными методами затруднено или невозможно.
Феноменологические исследования процессов скоростной пластической деформации металлов позволили установить, что деформация протекает негомогенно и сконцентрирована в узких полосах сдвига. Локализация пластического сдвига является следствием резких структурных изменений в материалах и может сопровождаться полиморфными превращениями, фрагментацией, ориентационной и ротационной неустойчивостью. При этом адиабатический нагрев может вызвать значительное повышение температуры в локализованном объеме и снижение локального предела текучести. Малые времена делают процесс близким к адиабатическому. Области сильно локализованной пластической деформации называют полосами адиабатического сдвига (ПАС). Пластическая деформация в области ПАС достигает ~ 100 %, а скорость деформации составляет 106…108 с-1 [2, 3].
Известно, что полосы адиабатического сдвига (далее ПАС) – образуются в сравнительно небольшой области образцов, при высоких нагрузках и при интенсивных сдвиговых деформациях. Они часто ведут к разрушению материалов, и это одна из причин, почему очень важно учитывать и понимать эти процессы. Они наблюдались во многих физических экспериментах, включая пробивание материалов при высоких скоростях. Исследование образования полос адиабатического сдвига является трудной задачей из-за больших напряжений, сопровождающих процесс, возникающих высоких температур при изучении различного рода материалов. Трудностью проведения экспериментальных работ является также и то, что процессы носят локальный характер и происходят с очень большой скоростью.
ПАС взаимодействуют с элементами, из которых сформирован композиционный материал. Эта особенность заключается в том, что одним из общих свойств процесса локализации пластической деформации является массоперенос различного рода частиц к местам локальной повреждаемости и полосы адиабатического сдвига не являются исключением.
В работах [4, 5] при изучении микроструктуры полос локализованной деформации в алюминиевых и медных сплавах, а также сталях обнаружен эффект, названный авторами самозалечиванием. Он состоит в том, что из матричного материала в зону ПАС мигрируют элементы внедрения (О, С) и частицы упрочняющей фазы. Эта миграция сопровождается созданием очень тонкого слоя, примыкающего к ПАС, обогащённого названными элементами и снижением микротвёрдости в слоях по обе стороны от полос деформации.
Описанные выше эффекты миграции тяжелых легкоплавких компонентов по ПАС со скоростями намного превышающие скорости традиционной диффузии позволяют по-новому взглянуть на возможности эффекта сварки трением с перемешиванием не только как на эффективный метод сварки, но также как на основу альтернативной технологии производства сплавов несмешивающихся компонентов в массивных образцах.
Область локализации ПАС может составлять примерно от 1 до 500 мкм. Аккомодация сильной пластической деформации при образовании ударных кратеров, обтекании и пробивании баллистических стержней в толстых мишенях, формировании кумулятивных зарядов, а также при различных видах сварки и обработки трением также происходит путем развития локализованных или перекрывающихся полос адиабатического сдвига.
Установлено, что процессе фрикционной обработки наблюдается формирование многочисленных ПАС [6 – 8].
Целью данного исследования являлось изучение механизма формирования композиционного материала на базе несмешивающихся компонентов систем Al – Pb, Al – Cu и роль в этом процессе полос адиабатического скольжения (ПАС).
Материалы и методы исследований
Формирование композиционных материалов на базе несмешивающихся компонентов систем Al – Pb, Al – Cu с помощью фрикционной обработки осуществляли в соответствии со схемой, представленной на рис. 1 [9]. Процесс введения свинца в алюминий при синтезе композиционного материала системы Al – Pb возможно осуществлять в два этапа: на первом этапе проходом инструментом без стержня осуществляется закрытие паза, а на втором этапе – инструментом со стержнем, собственно, осуществляется формирование композиционного материала.
Для реализации метода использовали пластины из алюминиевого сплава 1565чН2 размерами 200×100×6 мм. Механические свойства листов и плит сплава 1565чН2 в соответствии со стандартами и механические свойства полуфабрикатов, используемых в исследовании, приведены в табл. 1 и 2.
В общем случае ширина сварного шва зависела от размера заплечика используемого рабочего инструмента. Все сварные соединения, исследованные в данной работе, были выполнены инструментами, которые формировали для листов толщиной 6,0 мм шов шириной ~16 мм. Режимы сварки образцов приведены в табл. 3.
Сварку трением с перемешиванием осуществляли на лабораторной установке, изготовленной на базе вертикального фрезерного станка с ЧПУ и дополнительно оснащенного индикатором вертикального перемещения фрезерной головки. Для сварки использовался инструмент, выполненный из быстрорежущей стали, со штифтом конусообразной формы и винтовой линией.
Длину наконечника инструмента выбирали таким образом, чтобы она была на 0,1…0,15 мм меньше толщины свариваемого металла. Сварку выполняли углом вперед при наклоне инструмента относительно вертикальной оси на 2…3 °. С помощью суппорта закрепленный на валу электродвигателя инструмент перемещался в вертикальной плоскости, благодаря чему обеспечивалось необходимое заглубление его рабочих частей в свариваемый материал, и поддерживалась постоянной величина осевого усилия его прижатия к соединяемым деталям в процессе сварки. Свариваемые листы надежно фиксировались на стальной подкладке подвижного стола.
Образцы для оптической металлографии и ориентационной микроскопии вырезались таким образом, чтобы исследуемая поверхность была перпендикулярна направлению сварки. Металлографические наблюдения осуществлялись на оптическом микроскопе Olympus GX-71.
Фрактографическое изучение поверхности изломов, разрушенных образцов после механических испытаний проводили методами оптической и растровой электронной микроскопии. Электронную микроскопию производили с помощью растрового электронного микроскопа сверхвысокого разрешения evo-50 фирмы «Karl Zeiss», укомплектованного системой энергодисперсионного микроанализа, позволяющего производить картирование по элементному составу.
Твердость полученных слоев оценивали твердомером Виккерса при нагрузке 1 кг. При этом твердость определяли как поперек швов, так и на поверхности швов.
Были проведены также испытания на трение и изнашивание упрочненных слоев на поршневом трибометре SRV с вращательной измерительной камерой по схеме трения шар –плоскость в соответствии с требованиями АSТМ G133-02.
Для обеспечения наиболее высокой температуры процесса (и, соответственно, гарантированного растворения частиц вторичных фаз в зоне перемешивания) было решено использовать максимальную частоту вращения, допустимую на установке для СТП, использованной в данной работе.
Результаты исследований и их обсуждение
Рассмотрим примеры получения образцов КМ методом СТП для систем сплав 1565чН2 – медь, сплава 1565чН2 – свинец и сплава 1565чН2 – олово. На рис. 2 приведен фрагмент микроструктуры композиционного материала 1565чН2-медь, получающегося в результате одного прохода инструмента.
Из рис. 2 достаточно четко видно, что температура в зане перемешивания была достаточно высокой для интенсивного образования твёрдых растворов и интерметаллидных фаз. Диаметр наблюдаемых частиц на основе меди находится в диапазоне 3 до 8 мкм. Структура таких частиц формировалась под воздействием нагрева и интенсивной пластической деформации в условиях возможной реализации двух механизмов миграции
компонентов – диффузионного и миграционного по ПАС, воспроизводимых при каждом обороте инструмента.
Четыре слоя, наблюдаемых в частице демонстрируют последовательность ее вовлеченности в процесс структурно-фазовых превращений при вращении и поступательного движения инструмента. Чем темнее слой на изображении, тем больше алюминия в нем содержится. Слой 1 содержит преимущественно медь в своем составе. По мере перехода от 2 к 4 слою содержание алюминия возрастает. Темная область за пределами частицы – это алюминиевый сплав 1565чН2, содержащий в своем составе примерно 5,6 % Mg.
Слоистое строение зоны сформированного композита на рис. 3 подтверждает возможность реализации механизма адиабатического сдвига.
Для получения КМ алюминий-свинец и олово-свинец применяли иную схему СТП (рис. 4). Диапазон частот вращения рабочего инструмента и скоростей сварки приняли равными 700…900 об/мин и 125…200 мм/мин соответственно.
Приведенная на рис. 5 структура представлена двумя основными видами составляющих – крупной, в виде контура границ зерен и более дисперсной – внутризеренной. Первая образуется в результате течения пластифицированного алюминиевого сплава за рабочим инструментом и оттеснения более тугоплавкими зерна алюминия жидкого свинца на границы зерен, где он затем кристаллизуется в виде прослоек. Вторая предположительно является следствием миграции свинца по ПАС, образующимся непрерывно в процессе поступательного движения и вращения инструмента.
За счет варьирования ширины и глубины паза были получены композиционные материалы системы Al – Pb с массовым содержанием свинца в пределах 0…44 % масс.
Испытания на трение и изнашивание упрочненных слоев на поршневом трибометре SRV с вращательной измерительной камерой по схеме трения шар – плоскость проводили в соответствии с требованиями АSТМ G133-02. Установлено, что увеличение содержания свинца в композиционном материале с 5 до 44 % привело к снижению коэффициента трения с 0,28 до 0,13 (рис. 5).
Провели также оценку объемного износа на двухъядерном конфокальном интерферометрическом микроскопе Leica в сравнении с образцом из алюминиевого сплава 1565чН2. Установлено, что на пути сухого трения 1765 м изношенный объем сплава 1565чН2 составил 0,96 мм3, в то время как для композиционного материала системы Al – Pb с содержанием свинца 25 % масс. только 0,43 мм3.
Приведенные выше результаты убедительно подтверждают возможность применения метода СТП в качестве эффективного технологического приема для создания широкого спектра композиционных материалов, в том числе на основе систем несмешивающихся компонентов. При этом допускается самое разнообразное сочетания соединяемых компонентов. Так, вместо лунок, содержащих легкоплавкий компонент, можно размещать навески нанопорошков. Сочетая таким образом диамагнитную или парамагнитную матрицу с равномерно распределенным порошком ферромагнетика получать постоянные магниты специального назначения. Перечень подобных сочетаний с целью получения разнообразных функциональных композитов достаточно велик.
Дисперсность структурных составляющих композитов, получаемых с помощью СТП, можно целенаправленно изменять (увеличивать) путем последующего воздействия электроимпульсной обработкой. Инициацию ПАС импульсным воздействием на зону контакта разнородных металлов мы наблюдали не раз. Однако в литературе имеются сведения о том, что при определённых условиях электроимпульсное воздействие на зону контакта может подавлять формирование ПАС [10].
Изучали воздействие электрических импульсов на сплавы Cu – Pb и Al – Pb; плотность тока в импульсе составляла 10 кА/см2. На
рис. 6, а показана микроструктура литого сплава Cu – 36 % масс. Pb. Это типичная микроструктура монотектического сплава, в котором благодаря не очень большой разнице удельных масс компонентов ликвация по удельной массе не успевает проходить во всем объеме.
Изменения в микроструктуре в результате ЭИО заметны уже после пяти импульсов (рис. 6, б). Они выражаются в том, что распределение становится более однородным и исчезают аномально крупные включения.
Очевидно, что в заготовках композиционных материалов, полученных методом СТП, можно применяя соответствующую термообработку, при необходимости изменять не только дисперсность структурных составляющих, но и фазовый состав.
Заключение
Разработан метод получения композиционных материалов на базе несмешивающихся компонентов на основе процесса сварки трением с перемешиванием (фрикционной обработки).
Разработанным методом получены композиционные материалы системы Al – Pb с содержанием свинца в диапазоне 0…44 % масс. Показано, что основное снижение коэффициента трения композиционного материала системы Al – Pb достигается в интервале содержания свинца 0…30 % масс. Наиболее рациональным следует считать массовое содержание свинца в материале на уровне 15…30 % масс.
Установлено, что на пути сухого трения 1765 м изношенный объем сплава 1565чН2 составил 0,96 мм3, в то время как для композиционного материала системы Al – Pb с содержанием свинца 25 % масс. только 0,43 мм3, т. е. износостойкость повысилась более, чем в
2 раза.
Развитие обсуждавшейся выше альтернативной технологии производства КМ специального назначения предусматривает два взаимосвязанных направления – расширение номенклатуры новых функциональных КМ используя уникальные возможности технологии СТП и уточнение механизма структурно-фазовых превращений, лежащих в основе этой технологии. В частности, очевидно, что в дополнительном исследовании нуждаются и механизм, и кинетика формирования ПАС и их роли в формировании микроструктуры и свойств композитов.
1. Авраамов Ю.С., Шляпин А.Д. Сплавы на основе систем с ограниченной растворимо¬стью в жидком состоянии (теория, технология, структу¬ра и свойства): Монография. М.: Интерконтакт наука, 2002. 372 с.
2. Wingrove A.L. A Note on the Structure of Adiabatic Shear Bands in Steel: Journal of Australian Institute of Metals. 1971. vol. 16. P. 67–70.
3. Walley S.M. Shear Localization: A Historical Overview, Metallurgical and materials transactions A, 38A, (2007), pp. 2629–2654.
4. Буравова С.Н. Эффект самозалечивания откольной повреждаемости, Журнал технической физики, 2017, том 87, вып. 10. С.1502–1509.
5. Буравова С.Н., Петров Е.В., Сайкова Г.Р., Алымов М.И. Физико-химические процессы, сопровождающие локализацию пластической деформации при импульсном нагружении. Доклады академии наук, 2018, том 481. № 6. С. 634–637.
6. Овчинников В.В., Дриц А.М. Технологические особенности сварки трением с перемешиванием соединений алюминиевых сплавов системы Al–Mg // Наукоёмкие технологии в машиностроении. 2019. №3. С. 7–19.
7. Kumar R. Material flow visualization and determination of strain rate during friction stir welding / R. Kumar, V. Pancholi, R.P. Bharti // Journal of Materials Processing Technology. – 2018. Vol. 255. P. 470–476.
8. Ren S.R. Effect of welding parameters on tensile properties and fracture behavior of friction stir welded Al–Mg–Si alloy / S.R. Ren, Z.Y. Ma, L.Q. Chen // Scripta Materialia. 2007. Vol. 56. P. 69–72.
9. Патент на изобретение RU №2828266 от 20.12.2023. Способ получения композиционных материалов из несмешивающихся компонентов на основе технологии сварки трением с перемешиванием. / Овчинников В.В., Шляпин А.Д., Курбатова И.А. Лукьяненко Е.В. Учеваткина Н.В. Якутина С.В. Опубликовано: 08.10.2024 Бюл. № 28.
10. Ma Z.Y., Feng A.H., Chen D.L. & Shen J. (2017): Recent Advances in Friction Stir Welding/Processing of Aluminum Alloys: Microstructural Evolution and Mechanical Properties, Critical Reviews in Solid State and Materials Sciences, DOI:https://doi.org/10.1080/10408436.2017.1358145
