Features of the copper-zink coating structure formation on the surface of aluminum alloys during the friction stir proce.pdf Введение Получение материалов триботехнического назначения для авиационной и ракетно-косми¬ческой сферы неизбежно связано с борьбой за снижение объемного веса получаемых изделий. При этом одним из наиболее применимых в подшипниках скольжения материалов служат различные медные сплавы, обладающие высокой плотностью. Одним из способов исправления сложившегося положения является формирование трибологических покрытий на достаточно легких и прочных материалах в виде титановых или алюминиевых сплавов. Основной недостаток имеющихся на настоящее время методов получения покрытий - образование резкой границы между покрытием и подложкой и, как следствие, их низкая адгезия между собой. Одним из методов, позволяющим формировать упрочненные поверхностные слои с плавным градиентом от покрытия к подложке, является фрикционная перемешивающая обработка [1-6]. По своей природе данный метод основан на явлении адгезионного трения [7-12] и имеет схожую природу со сваркой трением с перемешиванием [13]. Данным методом, в основном, получают покрытия, при котором внедряются частицы второй фазы в виде порошков, замешиваемых в поверхностный слой материала за счет заполнения порошками специально формируемых отверстий или канавок [14-17]. Данная технология имеет ряд недостатков с практической точки зрения из-за большого количества сопутствующих операций перед осуществлением процесса формирования покрытия. Часть исследований основана на формировании покрытий из меди или медных сплавов путем замешивания в поверхностный слой алюминиевого сплава листового проката меди или ее сплава различной толщины [18, 19]. Такой процесс сопровождается сложностью образования в покрытиях структуры из твердых растворов и интерметаллидных фаз, в ходе которого происходит избыточное тепловыделение и разрушение структуры покрытий с избыточным формированием интерметаллидных фаз в виде сплошных прослоек. Одной из причин такого положения является высокое тепловыделение в условиях взаимной диффузии алюминия и меди, используемых для получения интерметаллидных соединений [20]. Исходя из проведенного обзора литературных данных по получению покрытий методом фрикционной перемешивающей обработки, выявлено, что имеется два принципиально различных подхода, заключающихся в замешивании в поверхностный слой порошкового материала или листового проката. В первом случае основным недостатком является внедрение в поверхностный слой ограниченного объема порошкового материала и технические сложности при подготовке материала к изготовлению покрытий. Во втором случае основным недостатком является внедрение в поверхностный слой алюминиевого сплава избыточного количества меди и чрезмерное тепловыделение за счет интенсивных диффузионных процессов. Одной из наименее изученных систем полиметаллических покрытий в обоих указанных случаях являются смеси алюминиевых сплавов с медными, например медно-цинковыми, хотя при одновременном внедрении меди и цинка в материале помимо более сложных структурно-фазовых превращений, представляющих интерес для исследований с теоретической точки зрения, будет происходить комплексное упрочнение алюминиевого сплава за счет формирования сложных интерметаллидов и твердых растворов. Цель настоящей работы - исследование процесса формирования структуры покрытий, полученных фрикционной перемешивающей обработкой пакета листового проката алюминиевого сплава АМг5 и латуни Л63. Материал и методика Образцы покрытий из латуни получали методом фрикционной перемешивающей обработки стандартным инструментом на оборудовании ИФПМ СО РАН по схеме, представленной на рис. 1. Лист медного сплава Л63 толщиной 2 мм 1 вмешивался в поверхностный слой алюминиевого сплава АМг5 вращающимся инструментом с длиной пина 2.5 мм и шириной плеч 12 мм 2. Полученная в зоне перемешивания структура была представлена смесью материалов обоих сплавов с различной дисперсностью и структурно-фазовым состоянием. После получения покрытий производилась вырезка образцов для структурных исследований поперек 3 и вдоль 4 движения инструмента при обработке. Для исследования тонкой структуры из материала градиентной зоны производилась вырезка фольг 5 для просвечивающей электронной микроскопии. Исследования структуры проводили методом оптической, просвечивающей и растровой электронной микроскопии на лазерном сканирующем микроскопе Olympus LEXT 4100, просвечивающем микроскопе JEOL JEM 2100 и растровом микроскопе Zeiss LEO EVO 50, а также с применением приставки для микрорентгеноспектрального анализа к растровому микроскопу. Механические свойства материала покрытий определяли путем измерения микротвердости на приборе Duramin-5, испытания на растяжение образцов в виде лопаток 6, вырезанных вдоль оси обработки покрытия, и испытания крестообразного вида образцов на отрыв покрытия 7 проводили на универсальной испытательной машине УТС-110 М. Рис. 1. Схема процесса формирования покрытий из латуни Л63 на поверхности алюминиевого сплава АМг5 методом фрикционной перемешивающей обработки Макроструктура покрытий Процесс фрикционной перемешивающей обработки сплава Л63 и сплава АМг5 в сравнении с ранее проведенными экспериментами по обработке чистой меди и сплава АМг5 [18, 19] происходил более равномерно, практически без перехода в режим неконтролируемого нагрева материала, сопровождающегося провалом инструмента при сохранении усилия прижима инструмента к образцу. Структура зоны перемешивания и зоны термомеханического воздействия имеет типичный вид, определяемый особенностями течения материала при обработке (рис. 2, a). Четко выделяются наступающая (AS) и отступающая (RS) стороны. Алюминиевый сплав в результате фрикционной перемешивающей обработки поднимается через весь объем до зоны вращения плеч инструмента по сложной S-образной траектории от центральной точки под пином инструмента до края плеч инструмента (1 на рис. 2, a). Начало формирования потока представлено неоднородным пластическим оттеснением алюминиевого сплава в объем латуни с образованием центрального потока и небольших побочных потоков, формирующих различные по сложности вихревые образования (2 на рис. 2, б). В продольном сечении часть образцов отличается формированием сложной неоднородной структуры покрытия с образованием зон с избыточным перемешиванием компонентов и зон латуни, обедненных алюминием (рис. 2, в). При этом в части областей, обогащенных алюминием, структура представлена слоистым строением, а в некоторых областях отмечается формирование вихревого течения материала (3 на рис. 2, в). В зоне выхода инструмента для обработки происходит избыточное замешивание алюминиевого сплава в объем латуни (4 на рис. 2, в). Структура граничной зоны покрытия представлена чередованием слоев алюминиевого сплава (5 на рис. 2, г), обогащенных диффундировавшей в них медью и цинком, и слоев интерметаллидных фаз и твердых растворов, образовавшихся из меди, цинка и алюминия в результате реакций взаимной диффузии компонентов системы (6 на рис. 2, г). Организация таких слоев может приводить к формированию сложных вихревых образований (3 на рис. 2, д) и сложных смесей из слоев волнистой формы (7 на рис. 2, е). Необходимо уточнить, что образование различных слоистых структур в материале покрытия соответствует особенностям течения материала вокруг инструмента непосредственно в процессе получения покрытий. По этой причине можно установить, что при формировании покрытий течение материала в зоне воздействия инструмента является сложным и неоднородным, не свойственным при сварке или обработке трением с перемешиванием однотипных материалов. Рис. 2. Формирование зоны перемешивания в поперечном (a, б) и продольном (в-е) направлении покрытия из латуни Л63 на алюминиевом сплаве АМг5 Изменение структуры и химического состава на микро- и макроуровне в зоне перемешивания В процессе формирования покрытий и образования потоков алюминиевого сплава происходят процессы взаимной диффузии алюминиевого и медного сплавов. С одной стороны, алюминий вытесняет из латуни цинк и происходит диффузия алюминия в решетку меди. С другой стороны, отмечается диффузия вторичных компонентов сплавов: магния в медь и цинка в алюминий с образованием интерметаллидных фаз и твердых растворов сложного состава. В зоне формирования макроскопического потока материала в центральной части покрытия (рис. 3) такое положение приводит к формированию крупных областей из алюминиевого сплава и латуни с широкими промежуточными слоями с переходным строением. Рис. 3. Изменение химического и фазового состава зоны перемешивания на макроуровне. Растровое электронное изображение (a), карты распределения химических элементов (б-д) На микроуровне (рис. 4) происходит интенсивное структурно-фазовое приспособление в материале, приводящее к тому, что в условиях взаимной диффузии компонентов системы Al-(Cu, Zn) цинк в ряде областей диффундирует в алюминиевый сплав с образованием фазы Al2Cu(Zn). В меди количество цинка снижается и происходит увеличение содержания алюминия. Рис. 4. Изменение химического и фазового состава зоны перемешивания на микроуровне. Просвечивающее электронное изображение (a), карты распределения химических элементов (б-г) Механические свойства материала покрытий Механические свойства материала в зоне перемешивания находятся на достаточно высоком уровне и составляют порядка 320 МПа, что соответствует прочности листового проката алюминиевого сплава. Адгезия покрытия к подложке может нарушаться при избыточном образовании интерметаллидов в граничной зоне и составлять от 55 МПа в дефектных образцах до 278 МПа в образцах с нормальным строением. При этом четкой корреляции между параметрами процесса фрикционной перемешивающей обработки и образованием протяженных интерметаллидных прослоек не выявлено. Изменение микротвердости в покрытиях свидетельствует о существенной неоднородности механических свойств материала в различных участках. В образцах с неоднородным строением зоны перемешивания изменения микротвердости связаны с локальными изменениями структуры и фазового состава. В образцах с однородным строением зоны перемешивания наблюдается увеличение микротвердости при перемещении вдоль оси обработки (рис. 5). При формировании покрытий за счет постепенного вовлечения в перемешивание новых объемов алюминиевого сплава и латуни повышается температура зоны перемешивания, вследствие чего увеличивается вовлечение нового материала в перемешивание и процесс принимает лавинообразное течение. В результате по ходу обработки в покрытии увеличивается объемная доля интерметаллидных фаз, и микротвердость к конечной точке покрытия повышается. Для части образцов такой процесс приводит к формированию в конечной точке покрытия сплошных интерметаллидных прослоек и, как следствие, падению адгезии покрытия к подложке. При формировании покрытий из меди на поверхности алюминиевого сплава АМг5 [18, 19] такой процесс приводит к продавливанию инструментом материала и разрушению покрытия. Основной причиной при этом является обширное тепловыделение при взаимной диффузии меди и алюминия, используемое при получении интерметаллидных материалов системы Cu-Al [20]. Предположительно, при формировании покрытий из латуни процесс диффузии замедлен по причине изначально растворенного в решетке меди цинка, что снижает тепловыделение при обработке. Рис. 5. Формирование структуры в покрытиях с однородным строением зоны перемешивания в продольном сечении (a), изменение микротвердости зоны перемешивания и градиентной зоны покрытий (б) Заключение Проведенные исследования закономерностей формирования покрытий из медно-цинкового сплава на поверхности Амг5-сплава показывают, что в процессе перемешивания материалов покрытия и подложки в условиях высокоинтенсивной пластической деформации формируется неоднородная и сложноорганизованная структура с наличием большого количества составляющих. Одним из факторов, обуславливающих неоднородности структуры покрытий, является тепловыделение в процессе перемешивания, а также взаимная диффузия меди и алюминия, приводящие к вовлечению в процесс перемешивания все большего количества материала и, как следствие, к еще большему разогреву системы покрытие - подложка. По этой причине объемная доля слоев с твердыми растворами и интерметаллидными фазами увеличивается от начальной точки обработки к конечной. В свою очередь, данное обстоятельство приводит к большему количеству грубых интерметаллидных прослоек с резким градиентом, а также растрескиваний и расслоений по границам таких прослоек при остывании из-за различных значений коэффициентов термического расширения и низкой пластичности интерметаллидов. Другим фактором, обуславливающим формирование структур, исследованных в работе, является интенсивное структурно-фазовое взаимодействие в материале при интенсивной диффузии металла покрытия и подложки. На микроуровне в ряде областей градиентной зоны отмечается замещение цинка в меди алюминием, с диффузией цинка в алюминиевый сплав. При этом образуется большое количество фаз интерметаллидного и твердорастворного типов. Наиболее существенным фактором образования структуры в зоне перемешивания на макроуровне является механизм фрикционного перемешивания в процессе формирования покрытия, основанный на формировании слоя переноса при трении инструмента и образца, адгезионного переноса слоя под действием сил трения и давления перед инструментом при перемещении его вдоль линии обработки в условиях постепенного образования такого слоя и дальнейшем повторении указанных циклов. В результате данного процесса формируется слоистая структура зоны перемешивания, представленная неоднородно распределенными в продольном и вертикальном направлении слоями алюминиевого и медного сплавов, а также фазами, образованными при их взаимодействии. При более равномерном процессе формирования покрытий структура зоны перемешивания в продольном направлении может быть более однородной. При неустойчивом характере течения материала по контуру инструмента в зоне перемешивания возможно формирование вихревых образований и областей с высокой объемной долей интерметаллидных фаз, содержащих дефекты в виде трещин и расслоений.

Скачать электронную версию публикации