Structural heredity of aluminum alloy, obtained by additive method and modified under severe thermo-mechanical action, o.pdf Введение Одним из самых передовых направлений в современной науке о материалах является исследование процессов, происходящих при аддитивном производстве металлических образцов. Под аддитивным производством понимают процесс 3D-печати изделий свободной формы на основе компьютерной модели [1, 2]. Такие технологии хорошо себя зарекомендовали в различных областях промышленности: медицине, авиационной и космической промышленности и других [3]. Это произошло во многом благодаря тому, что аддитивное производство позволяет сократить затраты материала для изготовления деталей, снизить производство металлических отходов и повысить скорость изготовления. Технологии аддитивного производства металлических изделий можно условно разделить на два класса: проволочные и порошковые. Порошковые методы в основном используются для изготовления деталей малых размеров, но высокой точности, например для биомедицинского применения [4, 5]. Проволочные методы, в свою очередь, используются для более габаритных изделий, где не требуется высокая точность изготовления [6, 7]. Размеры аддитивно изготавливаемых изделий ограничиваются размерами области печати используемого оборудования. Кроме того, при использовании проволочных методов возможности изготовления изделий сложной формы также ограничены из-за особенностей технологии. Поэтому сложные и крупногабаритные изделия целесообразно изготавливать по частям, из деталей простой формы и небольшого размера, которые затем могут быть соединены между собой с использованием различных методов сварки. В связи с этим, актуальной задачей для изготовления крупногабаритных изделий и деталей, имеющих сложную геометрическую форму, является решение проблемы свариваемости аддитивно полученных материалов. Как известно, при получении неразъемных соединений алюминиевых сплавов традиционными методами сварки плавлением сварной шов может иметь характерные дефекты, такие, как газовая пористость, кристаллизационные трещины и другие. Наиболее оптимальным способом соединения алюминиевых сплавов, обеспечивающим отсутствие подобного рода дефектов, является метод сварки трением с перемешиванием (СТП) [8-10]. Данный метод основан на адгезионном взаимодействии инструмента со свариваемым материалом [11]. Для деформируемых сплавов этот метод позволяет получать равнопрочные сварные швы, а для термически упрочняемых - швы с прочностью до 90 % от основного металла [12]. Однако, несмотря на популярность как аддитивных технологий, так и сварки трением с перемешиванием, до сих пор вопрос свариваемости напечатанных изделий методом СТП остается неизученным. В настоящей работе исследовано влияние наследственности исходной структуры образцов алюминиевого сплава AA5356 (аналог АМг5), полученных методом электронно-лучевого проволочного аддитивного производства, на формирование зоны перемешивания при интенсивном термомеханическом воздействии и изменение механических свойств, вызванное модификацией структуры. Для моделирования процесса сварки и модификации структуры использовался метод фрикционной перемешивающей обработки (ФПО). 1. Материалы и методы исследования Заготовки для проведения ФПО получали на лабораторной установке электронно-лучевого аддитивного производства. В качестве материала для изготовления заготовок использовалась проволока диаметром 1.2 мм из алюминиевого сплава AA5356. Состав проволоки приведен в табл. 1. Из полученных заготовок в виде вертикальных стенок электроэрозионным методом были вырезаны пластины толщиной 3 мм, дополнительной обработки поверхности не проводилось. После этого пластины подвергались фрикционной перемешивающей обработке на экспериментальном стенде для подбора режимов СТП. При выполнении ФПО использовался СТП-инструмент, который применяется для сварки пластин толщиной 1.5 мм, поэтому проход по основному металлу позволил сымитировать процесс получения сварного соединения толщиной 1.5 мм методом СТП, за исключением наличия стыка перед сваркой. Таблица 1 Химический состав проволоки сплава AA5356, % Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti Be Примеси Al 0.25 0.40 0.10 0.05-0.20 4.50-5.50 0.05-0.20 0.10 0.06-0.20 0.0008 0.15 Основа Режимы ФПО приведены в табл. 2. Схемы процессов получения заготовок и ФПО пластин для получения образцов показаны на рис. 1. Таблица 2 Технологические режимы ФПО Номер режима Направление обработки Нагрузка F, кгс Скорость перемещения V, мм/мин Скорость вращения , об/мин 1 I, II 650 300 650 2 I, II 750 300 700 3 II 700 300 700 Обработка проводилась в двух направлениях - вдоль (I) и поперек (II) направления нанесения слоев материала (рис. 1, а). Рис. 1. Схемы электронно-лучевого аддитивного производства (а) и ФПО (б): 1 - электронно-лучевая пушка; 2 - устройство подачи проволоки; 3 - проволока; 4 - печатаемое изделие; 5 - подложка; 6 - стол; 7 - электронный луч; 8 - опорный бурт СТП-инструмента; 9 - рабочий стержень СТП-инструмента; 10, 11 - зона перемешивания; 12 - обрабатываемая заготовка; I и II - направления обработки образцов После обработки из образцов вырезались темплеты в поперечном сечении обработанной зоны для металлографических исследований, а также заготовки образцов для испытаний на растяжение (рис. 2). Исследовались механические свойства зоны перемешивания, образованной ФПО. Заготовки образцов для испытаний на растяжение представляли собой лопатки толщиной 1.5 мм, вырезанные электроэрозионным методом вдоль зоны перемешивания со стороны проведения ФПО. Длина и ширина рабочей части лопаток составляла 12.0 и 2.5 мм соответственно. Чешуйчатый рельеф, образованный опорным буртом инструмента при ФПО, убирался при помощи шлифования с лопаток вручную с использованием абразивной бумаги до появления визуально гладкой поверхности. С противоположной плоскости лопатки электроэрозионный рез шлифовался аналогичным способом. Таким образом, толщина лопаток для проведения испытаний составляла около 1.2 мм. Рис. 2. Схема вырезки темплетов для металлографических исследований (а) и заготовок образцов для механических испытаний (б) Образцы для металлографических исследований подвергались шлифованию на абразив- ной бумаге, полировке с использованием алмазной пасты и химическому травлению в реагенте Пултона. Металлографические исследования образцов проводились на оптическом микроскопе Альтами МЕТ-1С, испытания на статическое растяжение - на универсальной испытательной машине УТС-110M-100, исследование поверхностей разрушения образцов велось с использованием растрового электронного микроскопа SEMTRAC mini SM3000. 2. Результаты и их обсуждение В результате проведенных исследований было выявлено, что моделирование сварки трением с перемешиванием позволяет получать на образцах, изготовленных аддитивным методом, протяженную область с типичной для СТП зоной перемешивания, макроструктура которой также соответствует макроструктуре сварного СТП-соединения. Как видно из рис. 3, во многих слоях образца, полученного аддитивным методом, присутствуют объемные дефекты в виде пор, причем размеры пор достигают величины порядка 0.7-0.8 мм (рис. 3, б). Применение ФПО вдоль направления нанесения слоев (I) приводит к практически полному устранению пор, находившихся в зоне воздействия инструмента. Таким образом, обработанная зона характеризуется полным отсутствием дефектов (рис. 3, а), что свидетельствует об оптимальных технологических параметрах режима ФПО (режим 1). Рис. 3. Зоны перемешивания, полученные при режимах 1 (а) и 2 (б) в направлении вдоль нанесения слоев (I); 1 - поры в материале заготовки При проведении ФПО вдоль роста стенки (II) было обнаружено, что визуальных отличий в макроструктуре зоны перемешивания от описанной выше не наблюдается. Во всех режимах ФПО формируется типичная для СТП зона перемешивания (рис. 4). Рис. 4. Зоны перемешивания, полученные при режимах 1 (а), 2 (б) и 3 (в) в направлении II; 1 - оксиды, затянутые инструментом с поверхности заготовки Однако результаты механических испытаний образцов демонстрируют неоднозначный характер зависимости механических свойств от режима обработки. Как показывают полученные данные, до проведения ФПО предел прочности напечатанного материала вдоль направления нанесения слоев (I) равнялся 238 МПа, что составляло всего 79 % от табличного значения прочности листового проката сплава AA5356. При этом относительное удлинение до разрушения составило 36 % (рис. 5). Проведение ФПО в направлении I в режиме 1 (650 кгс, 300 мм/мин, 650 об/мин) позволило достичь значения предела прочности в зоне перемешивания 321 МПа, что на 7 % превышает прочность листового проката. Предел текучести такого материала составил 250 МПа, тогда как предел текучести основного металла был равен 104 МПа. Пластичность материала уменьшилась практически в 2 раза, однако осталась достаточно высокой для данного класса материалов. Рис. 5. Диаграммы испытаний на растяжение образцов, полученных при различных режимах ФПО в направлении I, в сравнении с исходным материалом: 1 - материал заготовки; 2 - режим 2; 3 - режим 1 Увеличение предела прочности на 35 % по сравнению с материалом заготовки было достигнуто благодаря тому, что в процессе ФПО за счет интенсивной пластической деформации происходит динамическая рекристаллизация и фрагментация материала. Это приводит к тому, что зона перемешивания представлена более мелкими структурными элементами [13]. Измельчение структуры материала, в соответствии с законом Холла - Петча, привело к улучшению его прочностных характеристик. При увеличении нагрузки до 750 кгс и скорости вращения инструмента до 700 об/мин (режим 2) механические характеристики материала ухудшились (рис. 5) - предел прочности при растяжении такого образца составил 277 МПа при относительном удлинении 17 %. Основной причиной снижения прочности в данном режиме является повышение температуры в зоне перемешивания в процессе ФПО, по сравнению с режимом 1, обусловленное увеличением нагрузки на инструмент и скорости его вращения. Повышение температуры привело к увеличению длительности периода времени, в течение которого идет процесс роста зерна после завершения процесса динамической рекристаллизации. Таким образом, в режиме 2 средний размер зерна в зоне перемешивания оказывается больше, чем в режиме 1, что и приводит в соответствии с законом Холла - Петча к уменьшению механических характеристик обработанного материала по сравнению с режимом 1. Еще одним фактором снижения механических характеристик в режиме 2 является наличие более выраженного дефекта в виде скопления оксидов, затянутых внутрь образца с поверхности (рис. 3, б). Предел прочности исходного металла в направлении II составил 241 МПа или 80.3 % от прочности листового проката, а его деформация до разрушения - 34 %. Механические испытания образцов, полученных обработкой в направлении II, показали, что несмотря на то, что все три режима демонстрируют оптимальное формирование зоны перемешивания, свойства материала в зоне перемешивания значительно отличаются. Так, образец, полученный по режиму 1, имеет предел прочности, равный всего 170 МПа при относительном удлинении 3 % (рис. 6). По всей видимости, данный режим не обеспечивает условия перемешивания, достаточные для устранения дефектов в виде пор. Это привело к тому, что в зоне перемешивания данного образца образовался дефект, что будет показано при рассмотрении поверхности разру- шения. Рис. 6. Диаграммы испытаний на растяжение образцов, полученных при различных режимах обработки трением с перемешиванием в направлении II, в сравнении с исходным материалом: 1 - материал заготовки; 2 - режим 1; 3 - режим 2; 4 - режим 3 Увеличение нагружающего усилия и скорости вращения до 700 кгс и 700 об/мин (режим 3) обеспечивает устранение дефектов в виде пор. После обработки по данному режиму предел прочности составил 297 МПа, а относительное удлинение образца - 17 %. Проведение ФПО по режиму 2 с увеличенной нагрузкой на инструмент привело к увеличению предела прочности материала в зоне перемешивания до 327 МПа (без учета нестабильного участка предразрушения), что на 9 % превышает значения прочности листового проката АМг5. Пластичность такого материала также повысилась, и относительное удлинение образца составило 20 %. По сравнению с материалом заготовки, прочность в зоне перемешивания увеличилась на 35.7 %, а предел текучести - более чем в 2 раза. Как видно из рис. 5, кривая растяжения на стадии предразрушения имеет особенности в виде одного провала и трех последовательных пиков с максимальным значением напряжения 378 МПа. Исследование обнаруженных особенностей стадии предразрушения требует проведения дополнительных исследований. Более низкая прочность и пластичность образца, обработанного по режиму 3, по сравнению с режимом 2, по-видимому, связаны с наличием достаточно крупного дефекта в виде скопления оксидов, затянутых в зону перемешивания с поверхности (рис. 3, в). Для режима 3 этот дефект имеет значительно большую толщину, чем для режима 2, где более высокая нагрузка на инструмент привела к его уменьшению. Фрактографический анализ поверхностей разрушения образцов, полученных по всем трем режимам ФПО, показал, что разрушение происходит типично для алюминиевых сплавов, однако у каждого режима имеются свойственные только ему особенности. Поверхность разрушения образца материала заготовки, изготовленной аддитивным методом, демонстрирует типичный для алюминиевых сплавов квазивязкий характер разрушения. В основном поверхность представлена ямочной структурой излома, при этом характер распределения ямок свидетельствует о сдвиговом механизме разрушения. Материал, обработанный в направлении I по режимам 1 и 2, демонстрирует схожий характер разрушения, однако структурные элементы имеют ожидаемо меньший размер по сравнению с основным металлом. Из рис. 7 видно, что поверхность разрушения образца, полученного по режиму 1, представлена ямками сдвига, а также частицами недеформированного металла. Подобный характер разрушения демонстрирует и образец, полученный по режиму 3 в направлении II. Рис. 7. Поверхность разрушения материала заготовки (а) и образца, обработанного по режиму 1 в направлении I (б) Применение режима 1 для обработки в направлении II привело к образованию дефекта в зоне перемешивания. Как видно из рис. 8, поверхность разрушения не является типичной для алюминиевых сплавов. Можно предположить, что такое разрушение образца было вызвано неполным перемешиванием поры, находившейся в объеме обрабатываемого металла. В результате неоптимальных условий перемешивания в обработанной зоне были сформированы пустоты между слоями перенесенного материала, что при испытании на растяжение привело к расслоению и, следовательно, разрушению металла зоны перемешивания. О том, что условия перемешивания при данном режиме не являются оптимальными, можно сделать вывод на основании исследования разрушения образца, изготовленного по режиму 2 в направлении II. Как видно из рис. 6 и 9, данный образец также содержал дефект в зоне перемешивания. На диаграмме это подтверждается наличием особенностей на кривой растяжения, а на фрактограмме - наличием дефектной зоны, вызвавшей разрушение. Механические характеристики образца демонстрируют тот факт, что увеличение усилия и скорости вращения СТП-инструмента привело к улучшению условий перемешивания в направлении II. Несмотря на наличие дефекта, предел прочности и пластичность соответствуют показателям обработки по режиму 1 в направлении нанесения слоев. Следовательно, объемный дефект, находившийся в материале заготовки, после обработки трением с перемешиванием не оказал значительного влияния на характер разрушения. Как видно из рис. 9, б, характер разрушения образца в основном квазивязкий, с наличием ямок сдвига на поверхности разрушения. Такой характер хорошо коррелирует с данными механических испытаний. Рис. 8. Фрактограммы образца, полученного по режиму 1 в направлении II при увеличениях 50 (а) и 500 (б) Рис. 9. Фрактограммы образца, полученного по режиму 2 в направлении II при увеличениях 50 (а) и 500 (б) Из полученных результатов следует, что режимы ФПО, обеспечивающие достижение максимальных механических характеристик, неодинаковы для разных направлений обработки. Режим 1 при обработке в направлении I и режим 2 при обработке в направлении II демонстрируют схожие свойства материала зоны перемешивания. Для обеспечения оптимальных условий перемешивания аддитивно полученного образца при обработке поперек нанесенных слоев необходимо применять большее нагружающее усилие и скорость вращения, чем при обработке вдоль нанесенных слоев. Это связано с формированием границ между аддитивно наплавленными слоями. При выполнении ФПО в направлении I перенос металла инструментом облегчается за счет того, что осуществляется параллельно межслойным границам. При выполнении ФПО в направлении II перенос металла осуществляется перпендикулярно направлению нанесения слоев, что требует более высокой интенсивности параметров обработки - усилия на инструменте и скорости его вращения. Это обусловлено тем, что межслойные границы оказывают высокое сопротивление инструменту в процессе обработки. Данный факт свидетельствует о необходимости тщательного подбора технологических параметров сварки трением с перемешиванием образцов, полученных аддитивным электронно-лучевым методом, с учетом особенностей формирования микроструктуры при их выращивании. Заключение Полученные в данном исследовании результаты позволяют сделать следующие выводы. Применение процесса фрикционной перемешивающей обработки, имитирующего сварку трением с перемешиванием, к образцам сплава АА5356, полученным методом электронно-лучевого проволочного аддитивного производства, позволило добиться предела прочности материала зоны перемешивания 327 МПа - на 36 % больше, чем у исходного материала. При этом предел текучести обработанного материала возрастает примерно в 2 раза и достигает величины порядка 250 МПа. Таким образом, продемонстрирована возможность получения сварных СТП-соединений с прочностью и пределом текучести, существенно более высокими, чем у исходного материала, полученного аддитивным методом. Высокие значения механических свойств были достигнуты за счет изменения структуры исходного материала, вызванного интенсивным термомеханическим воздействием, в результате которого материал претерпевает динамическую рекристаллизацию. Это приводит к значительному уменьшению размера зерна и улучшению прочностных характеристик в соответствии с законом Холла - Петча. Обнаружено, что структурная наследственность аддитивно полученного материала обуславливает влияние направления обработки на структуру и свойства и является существенным фактором, определяющим оптимальные значения технологических параметров фрикционной перемешивающей обработки. Показано, что для достижения одинаково высоких механических характеристик при проведении обработки в направлении выращивания, перпендикулярном подложке, требуются более высокие значения усилия на инструменте и скорости его вращения, чем при обработке вдоль укладки слоев. Достижение высоких механических характеристик материала при фрикционной перемешивающей обработке и сварке трением с перемешиванием требует тщательного подбора технологических параметров, обеспечивающих оптимальные условия перемешивания для заданного направления сварки или обработки. Примененная фрикционная перемешивающая обработка может рассматриваться как самостоятельный технологический процесс для эффективного упрочнения изделий, полученных методом электронно-лучевого аддитивного производства.

Скачать электронную версию публикации