Высокоскоростное лазерное спекание металлических высокодисперсных порошков и композиционных материалов с металлической матрицей Харанжевский Евгений Викторович

Содержание к диссертации

Введение

1 Методы послойного лазерного спекания изделий и покрытий 26

1.1 Методы быстрого прототипирования и изготовления изделий 26

1.2 Методы селективного лазерного спекания и плавления 32

1.3 Материалы, используемые для изготовления деталей методами СЛС и СЛП 35

1.4 Селективное лазерное спекание/плавление инструментальной стали, твердых сплавов и композитных материалов 39

1.5 Физические основы СЛС и СЛП процессов

1.5.1 Поглощение лазерного излучения 44

1.5.2 Теплоперенос при лазерной обработке порошков 53

1.5.3 Механизмы спекания 55

1.5.4 Физические явления на границе раздела жидкой и твердой фаз 1.6 Основы нанесения покрытий на изделиях при помощи лазерной обработки 71

1.7 Микроструктура металлических изделий, полученных СЛП методом 77

1.8 Управление качеством СЛС и СЛП процессов 87

1.9 Выводы к главе 1 90

2 Физико-технические основы метода высокоскоростного лазерного спекания/плавления металлических порошков 93

2.1 Особенности метода высокоскоростного лазерного спекания/плавления и нанесения покрытий 93

2.2 Высокоскоростная кристаллизация при лазерной обработке материалов и сплавов з

2.2.1 Влияние скорости движения фронта затвердевания на кристаллическую микроструктуру 95

2.2.2 Анализ морфологической устойчивости фронта кристаллизации 100

2.3 Методика определения энергетических параметров лазерной обработки и характеристик взаимодействия лазерного излу чения с высокодисперсными порошковыми средами 109

2.3.1 Взаимодействие лазерного излучения с высокодисперсными порошковыми средами 110

2.3.2 Экспериментальное исследование распределения интенсивности лазерного излучения по глубине порошкового слоя 112

2.3.3 Численное моделирование распространения лазерного излучения в порошковых средах 117

2.3.4 Анализ теплового поля 134

2.4 Анализ структурно-фазовых превращений при высокоско ростной лазерной обработке композиционных порошковых сред 144

2.4.1 Локально–неравновесная модель затвердевания 145

2.4.2 Результаты вычислений 147

2.5 Выводы к главе 2 149

3 Материалы и методы экспериментального исследования 153

3.1 Конструкция машины ВЛС/ВЛП и условия лазерной обработки 153

3.2 Обоснование условий подготовки порошка для ВЛС/ВЛП 156

3.3 Исходные материалы для исследований 158

3.4 Методы экспериментального исследования структуры и свойств 158

3.5 Выводы к главе 3 161

4 Неравновесные структуры систем на основе железа и их функциональные свойства 163 4.1 Системы Fe-Cu, Fe-Cu-С 163

4.1.1 Обоснование выбора систем на основе Fe-Cu и подготовки порошка для ВЛП 163

4.1.2 Неравновесная структура в системе Fe-50 мас.%Cu 169

4.1.3 Микроструктура и свойства в системах Fe-Cu-C 176

4.1.4 Влияние параметров ВЛП процесса сплава Fe-Cu на износостойкость и твердость компактов 187

4.2 Система Fe-Ni 195

4.2.1 Обоснование выбора системы Fe-Ni 195

4.2.2 Подготовка порошка систем Fe-Ni для ВЛП 201

4.2.3 Фазовый состав компактов, полученных методом ВЛП 204

4.2.4 Анализ результатов моделирования системы Fe-Ni 208

4.3 Выводы к главе 4 221

5 Градиентные функциональные покрытия на основе композиционных материаловсметаллической матрицей 224

5.1 Градиентные углерод-содержащие покрытия 224

5.1.1 Обоснование выбора системы для ВЛС 224

5.1.2 Подготовка порошка графита и режимы нанесения покрытий 227

5.1.3 Структура градиентных углеродсодержащих покрытий 229

5.1.4 Производственные испытания подшипников скольжения с углеродсодержащим покрытием 240

5.2 Многослойные твердосплавные покрытия на основе карбида вольфрама 244

5.2.1 Обоснование выбора системы на основе карбида вольфрама 244

5.2.2 Используемый порошок и параметры ВЛС 248

5.2.3 Структура и свойства градиентных твердосплавных покрытий 249

5.3 Диспергирование оксидов хрома в стальной матрице 258

5.3.1 Параметры ВЛС и подготовка порошка 259

5.3.2 Результаты исследования микроструктуры поверхности260

5.3.3 Обсуждение и анализ результатов 269

5.4 Выводы к главе 5 274

6 Электрохимические свойства компактов и покрытий, полученных ВЛС/ВЛП методом 277

6.1 Электрохимические свойства компактов систем Fe-Ni 277

6.2 Коррозионно-электрохимическое поведение наноструктур-ных углеродсодержащих слоев, полученных методом ВЛС 285

6.3 Коррозионно-электрохимическое поведение оксиднохромо-вых слоёв, полученных методом ВЛС 292

6.4 Электрохимическая и высокотемпературная коррозия поверхности циркония, насыщенной оксидами из газовой фазы методом ВЛС 297

6.5 Катодное выделение водорода на WC-покрытиях, нанесенных на нелегированную сталь методом ВЛС 305

6.6 Электроемкость двойного электрического слоя нанокомпо-зитов систем Al-C, полученных методом ВЛС 3 6.6.1 Методика получения электродов электрохимических конденсаторов на основе системы Al-C 310

6.6.2 Структура и состав нанокомпозитных порошковых материалов и синтезированных электродов на основе системы Al–C 312

6.6.3 Электроёмкость двойного электрического слоя электродов систем Al-C 319

6.7 Выводы к главе 6 322

Заключение 325

Список условных обозначений 331

Литература

• Селективное лазерное спекание/плавление инструментальной стали, твердых сплавов и композитных материалов
• Влияние скорости движения фронта затвердевания на кристаллическую микроструктуру
• Методы экспериментального исследования структуры и свойств
• Неравновесная структура в системе Fe-50 мас.%Cu

Введение к работе

Актуальность темы. Конкурентный характер современного производства создает многочисленные трудности промышленным предприятиям при освоении новой продукции, которые, в первую очередь, связаны с ростом сложности изделий и числа их модельных вариаций. В качестве закономерного ответа на появление таких трудностей, усилия многих исследовательских коллективов направлены на разработку и внедрение технологий быстрого прототипирования изделий (БП) или быстрого изготовления готовых изделий (БИ). Лазеры интенсивно используются практически во всем многообразии БП и БИ методов.

В основе всех методов БП и БИ лежит последовательное осуществление операций: подготовка трехмерной компьютерной модели изделия при помощи систем автоматизированного проектирования (САПР); преобразование САПР модели в файл формата STL (формат стереолитографии); изготовление изделия по STL модели; финишная обработка изделия. Наиболее известными и коммерчески реализованными являются следующие БП и БИ методики: лазерная стереолитография (LST); селективное лазерное спекание (СЛС - Selective Laser Sintering “SLS”); селективное лазерное плавление (СЛП - Selective Laser Melting “SLM”).

Понимание механизмов, управляющих процессами структурообразо-вания при лазерной обработке, естественным образом приводит к идее модернизации семейства СЛС и СЛП технологий путём изменения энергетических режимов лазерной обработки материалов в сторону значительного увеличения скорости кристаллизации. Высокая локальность скоростной лазерной обработки ультрадисперсных материалов позволяет избежать недостатков, присущих традиционным СЛС/СЛП технологиям (термические напряжения, крупные поры, неровность поверхности и большой припуск на механическую обработку), формировать и фиксировать неравновесное структурное состояние с уникальными функциональными свойствами. Это обстоятельство определяет одно из основных направлений данного диссертационного исследования: разработка метода высокоскоростного лазерного спекания/плавления (ВЛС/ВЛП) высокодисперсных порошков.

Цель работы Разработка физико-технических основ метода высокоскоростного лазерного спекания/плавления высокодисперсных порош-

ковых систем с целью получения покрытий на деталях и 3D компактов с улучшенными эксплуатационными показателями. Изучение особенностей структурно-фазовых превращений, процессов тепломассопереноса, закономерностей формирования механических, триботехнических и электрохимических свойств поверхностных покрытий, полученных лазерным спеканием/плавлением высокодисперсных порошковых материалов в условиях сверхвысоких скоростей нагрева и охлаждения.

Научные задачи:

1. Методические вопросы:

а) Выбор условий механического измельчения в шаровой планетарной
мельнице, обеспечивающих достижение заданных параметров порошков с
контролем загрязнения в процессе измельчения.

б) Разработка метода высокоскоростного лазерного спекания (ВЛС)
с достижением высоких скоростей нагрева и охлаждения порошково
го материала с целью получения и фиксации нерановесного структурно-
фазового состояния.

в) Оптимизация режимов лазерной обработки для достижения задан
ных значений шероховатости и пористости многослойных покрытий.

г) Выбор и обоснование защитной среды при лазерной обработке.

д) Разработка технологий нанесения износостойких, коррозионно-
стойких покрытий, изготовления электродов электрохимических устройств
с использованием метода ВЛС.

2. Изучение роли ускоренного теплопереноса и исходного нано-
структурного состояния порошка при формировании структуры в условиях
ВЛС/ВЛП.

3. Изучение закономерностей формирования макропараметров струк
туры (пористость, шероховатость) покрытий в ВЛС процессах.

1. Исследование влияния энергетических характеристик лазерного излучения на структурно-фазовое состояние и свойства полученных компактов и покрытий.

2. Изучение процессов спекания методом ВЛС композиционных материалов с металлической матрицей.

3. Исследование прочности, микротвердости и износостойкости компактов и композиционных покрытий.

7. Исследование механизмов улучшения коррозионной стойкости покрытий на основе систем Fe-Ni, Fe-Ni-C, Fe-C, Fe-Cr₂O₃, увеличения катодной активности в реакции восстановления водорода покрытий на основе систем Fe-Ni, Fe-Ni-C, WC.

8. Исследование электроёмкости двойного электрического слоя систем органический электролит – композиционный материал, полученный методом ВЛС.

9. Исследование механизмов поглощения лазерного излучения полидисперсными порошковыми средами.

10. Построение микроскопической модели рассеяния и поглощения лазерного излучения порошковыми средами.

11. Уточнение и апробация методики оптимизации режимов высокоскоростного лазерного спекания на основе компьютерного моделирования процессов:

а) транспорта энергии лазерного излучения в высокодисперсных по
рошковых средах;

б) теплопереноса при лазерном спекании пористых порошковых сред
с учетом объемного источника энергии;

в) структурно-фазовых превращений с учетом неравновесных эффек
тов.

Научная новизна:

1. Благодаря развитию физико-технических основ методов лазерной обработки материалов разработана технология высокоскоростного лазерного спекания/плавления высокодисперсных порошковых материалов и изготовлены инструментально-технические средства для её реализации. Разработанная технология позволяет получать 3D изделия и покрытия на изделиях с формированием сильнонеравновесных структур, получение которых недостижимо известными ранее методами термической обработки материалов.

2. Обоснованы условия обработки, при которых происходит формирование таких сильнонеравновесных структур, как пересыщенный твердый раствор железо-медь, неравновесное распределение никеля в системе железо-никель. Получено объяснение улучшения триботехнических, коррозионных и электрокаталитических свойств компактов.

3. На основе экспериментального исследования процессов проникновения лазерного излучения в высокодисперсный порошковый слой обоснован вид выражения для объемного источника энергии от лазерного излучения при ВЛС/ВЛП, что позволило получить уточненные количественные характеристики процессов тепломассопереноса с использованием моделей высокоскоростного затвердевания при лазерной обработке материалов.

4. Описан механизм формирования структуры сплава Fe-50 мас.% Cu (системы с ограниченной растворимостью компонентов) в условиях ВЛП и зафиксированы в твердом состоянии структуры, характерные для начальной стадии расслоения жидкости.

5. На примере системы Fe-40 мас.%Ni с гетерогенным химическим состоянием исходного порошка получено объяснение формирования сильно неоднородного структурно-фазового состава при ВЛП систем с неограниченной растворимостью компонентов.

6. Получено описание структуры, механических и электрохимических свойств металлокерамических и карбидных композиционных материалов с металлической матрицей, процесс получения которых характеризуется развитием высоких температур свыше 2500 С в локальных участках воздействия лазерного излучения при ВЛС.

7. Показана возможность синтеза высокоактивных материалов, что с одной стороны ускоряет протекание процессов, связанных с пассивацией поверхности в области анодных электрохимических потенциалов и уменьшает коррозию, а с другой стороны, способствует активации поверхности в области катодных потенциалов, например, ускоряя реакцию восстановления водорода.

Научно-практическая значимость работы. Разработанная технология высокоскоростного лазерного спекания/плавления имеет высокую практическую значимость в области промышленного производства 3D изделий и покрытий с улучшенными механическими и электрохимическими свойствами. Благодаря формированию градиентных покрытий возможно сочетание высокой твердости (до 21 ГПа) и износостойкости покрытий с высокой адгезионной прочностью к мягким подложкам, например сталям. Такие покрытия выдерживают интенсивные ударные нагрузки без отслаивания и растрескивания покрытия. Показана возможность образования

высокоактивной поверхности в электрохимическом производстве водорода. Показатели полученных материалов сопоставимы с платиновым электродом при существенно меньшей стоимости. Разработанная технология перспективна для синтеза материалов электродов каталитических систем. Изученные закономерности формирования компактов с сильнонеравновесной структурой, включая формирование пересыщенных твердых растворов, могут быть использованы при разработке сплавов с улучшенными механическими характеристиками. Исследованные в данной работе структурно-фазовые превращения в различных сплавах при ВЛС/ВЛП развивают понимание механизмов формирования структуры при повышенных температурах и высокой скорости охлаждения. Изученные закономерности проникновения лазерного излучения в высокодисперсные порошковые среды являются основой для адекватного математического описания процессов теп-ломассопереноса в процессах лазерной обработки, что ляжет в основу компьютерной модели процессов для научного обоснования оптимальных режимов лазерной обработки порошков.

Положения, выносимые на защиту:

1. Технология высокоскоростного лазерного спекания/плавления (ВЛС/ВЛП) высокодисперсных порошковых материалов позволяет получать компакты и покрытия в сильнонеравновесном структурно-фазовом состоянии, включая формирование пересыщенных твердых растворов в системах с ограниченной растворимостью или формирование гетерогенных структур в системах с неограниченной растворимостью компонентов, получение которых недостижимо известными ранее методами термической обработки материалов.

2. Неравновесное наноструктурное состояние компактов и покрытий, полученных ВЛП/ВЛС, является основным результатом ускоренного теплопереноса и затвердевания со скоростями, превышающими скорость абсолютной устойчивости фронта кристаллизации.

3. Формирование неравновесных состояний, таких как пересыщенный твердый раствор железо-медь, неравновесное распределение никеля в системе железо-никель объясняет улучшение триботехнических, коррозионных и электрокаталитических свойств полученных 3D изделий.

4. Использование моделей, учитывающих объемный источник энергии от лазерного излучения при ВЛС/ВЛП высокодисперсных порошков, позволяет получать уточненные количественные характеристики процессов тепломассопереноса.

5. Механизм формирования структуры сплава Fe-50 мас.% Cu в условиях ВЛП механоактивированного порошка состоит из следующих стадий: образование расплава с выравниванием химического состава; высокоскоростное охлаждение расплава с достижением переохлаждения T порядка 100 К; расслоение в жидкой фазе на масштабе времени порядка 1 мкс на две обогащенную железом (Fe:Cu « 60 : 40) и обогащенную медью жидкости (Fe:Cu « 35 : 65)с характерным размером областей -4 мкм; раздельное затвердевание двух сформированных жидкостей с достижением скорости затвердевания около 10 м/с; неравновесный захват примесного компонента (меди) фронтом затвердевания с формированием пересыщенного твердого раствора компонентов меди и железа.

6. Механизм формирования структуры сплава Fe-40 мас.%Ni с гетерогенным химическим состоянием исходного порошка, полученного химическим осаждением никеля на поверхность частиц карбонильного железа, состоит в следующем: образование расплава, состав которого не успевает релаксировать к однородному вследствие малого времени выдержки и высокой локальности лазерного воздействия; начало затвердевания неоднородного расплава; неравновесный захват никеля фронтом затвердевания и кристаллизация по бездиффузионному механизму; закалка с формированием трехфазной системы, состоящей из мартенсита (ск-фаза), аустенита (твердый раствор никеля в 7-Fe) и твердого раствора железа в никеле (с приблизительным составом FeNi₃).

7. Формирование градиентного химического и фазового состава функциональных покрытий на основе металлокерамических соединений, высокотвердых композиционных материалов, износостойких мета-стабильных фаз, тонких алмазоподобных пленок, электрохимически-

активных материалов объясняется протеканием химических реакций вблизи поверхности при повышенных температурах (свыше 2500 С). Образование нульвалентного хрома при ВЛС-диспергировании оксида хрома в стальной матрице хорошо согласуется с термодинамической моделью пассивных пленок Андреева.

8. Высокие антифрикционные свойства поверхностей подшипников скольжения, полученных ВЛС-диспергированием графита в стальной матрице, объясняются формированием градиентных слоев, состоящих из алмазоподобных пленок (АПП), включений нанокристалличе-ского графита, промежуточных слоев, содержащих карбиды различного стехиометрического состава. Состав пленок поверхностей подшипников скольжения, полученных ВЛС, объясняет высокий КПД редукторов ТПА.

9. Высокая прочность сцепления твердосплавных покрытий, полученных методом ВЛС, на поверхности мягких стальных подложек объясняется химическим взаимодействием карбида вольфрама с металлической матрицей, инициируемого высокими температурами при ВЛС (порядка 3000С).

10. Одновременное проявление высоких антикоррозионных свойств ивы-сокой активности поверхности ВЛП компактов в реакции восстановления водорода объясняется образованием поверхности, которая имеет сильнонеравновесную структуру и находится в высоко активном состоянии, что ускоряет как протекание процессов, связанных с пассивацией поверхности в области анодных электрохимических потенциалов, так и кинетику реакции восстановления водорода в области катодных потенциалов.

11. Высокая коррозионная стойкость поверхностей в различных средах, полученных диспергированием оксидных фаз методом ВЛС, объясняется формированием нестехиометрических оксидов смешанного типа.

Реализация результатов. Результаты диссертации внедрены в производственный процесс на предприятиях ООО “Центр лазерных решений

“Эковектор”, ОАО “Элеконд”, ОАО НПО “Высокоточные системы и технологии”, ОАО “Ижевский механический завод”, ОАО Ижевский мотозавод “Аксион-холдинг” (подразделение НТУ “ИТЦ”). Результаты диссертации внедрены в учебный процесс в ФГБОУ ВПО “Удмуртский государственный университет” в преподавании дисциплин “Лазерные технологии” и “Лазерные нанотехнологии”.

Апробация работы Результаты работы докладывались и обсуждались на следующих конференциях: Результаты работы докладывались и обсуждались на российских и международных конференциях: Всероссийская конференция, посвященная 50-летию ИжГТУ, 19-22 февраля 2002 г., Ижевск, Россия. European congress and exhibition on advanced materials and processes (Euromat-2003), 1-5 September 2003, Lausanne, Switzerland. II Всероссийская конференция Ижнано 2009, Ижевск, Россия. Второй международный форум по нанотехнологиям Роснанотех2009, 6-8 октября 2009г., Москва, Россия. International conference of the Material Research Society (MRS, Fall Meeting), November 29 - December 3

2010. Boston, USA. IX Всероссийская конференция Физикохимия ультрадисперсных (нано-) систем, Ижевск, 22-26 ноября 2010г. XIX Менделеевский съезд по общей и прикладной химии, 25 — 30 сентября

2011. Волгоград, Россия. 3rd International Conference on Advances in Solidification Processes (ICASP-3), 7-10 June, 2011, Rolduc Abbey / Aachen, Germany. European congress and exhibition on advanced materials and processes EUROMAT 2011, 12-15 September 2011, Montpellier, France. 19th International Symposium on Metastable Amorphous and Nanostructured Materials ISMANAM-2012, 18-22 June 2012, Moscow, Russia. X Всероссийская конференция Физикохимия ультрадисперсных (нано-) систем, 25-29 сентября 2012, Анапа, Россия. IV международная конференция (Ижнано-2013), 3-5 апреля 2013г, Ижевск, Россия. V Всероссийская конференция по наноматериалам, 23-27 сентября 2013, Звенигород, Россия. European Congress and Exhibition on Advanced Materials and Processes (EUROMAT 2013), September 8-13 2013, Sevilla, Spain. European Congress and Exhibition on Advanced Materials and Processes (EUROMAT 2015), 20-24 September 2015, Warsaw, Poland.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, шести глав, заключения, списка литературы из 361 наименований, приложения и изложена на 379 страницах, включая 22 таблицы и 150 рисунков.

Селективное лазерное спекание/плавление инструментальной стали, твердых сплавов и композитных материалов

Экструзия расплава была успешно внедрена компанией Stratasys. Этот процесс хорошо подходит как для полимеров, так и для некоторых металлов с низкой температурой плавления [72]. Процесс включает плавление и последующее осаждение экструзией через сопло металлической проволоки или расплава полимера, как показано на рис. 1.2a. Процесс может осуществлять также осаждение композиционных материалов с полимерной матрицей, в котором поток керамических частиц и полимера подается через сопло. Плавление полимерных частиц и их последующее затвердевание связывает керамические частицы. После завершения процесса изделие может отжигаться для выжигания полимера и спекания керамического материала.

В процессах лазерной наплавки порошка или прямого лазерного осаждения металлический порошок попадает в зону действия луча лазера с помощью потока инертного газа (см. рис. 1.2б). Лазерный луч движется вместе с форсункой для локального осаждения расплавленного материала и соединения его с предыдущими слоями. Для наплавки используются нержавеющие стали и титановые сплавы [73, 74]. Варьируя состав порошка в процессе наплавки можно получать детали с градиентными свойствами [75].

Процессы селективного лазерного плавления/спекания (СЛС/СЛП) также, как и лазерная наплавка порошка, осуществляют изготовление 3D изделий методом послойного лазерного воздействия на порошки. Следую

Таким образом, основное достоинство БИ процессов заключается в возможности создания объектов со сложной геометрией, при этом практически не требуется последующая обработка резанием. Это достоинство создает широкие возможности проектирования сложной геометрии объектов. Отсутствие необходимости механической обработки снижает себестоимость изделия, время на изготовление изделия и позволяет быстро изготавливать новые модификации продукции. БИпроцессы также хорошо подходят для изготовления продукции по индивидуальному заказу. Положение методов БИ металлических изделий по сравнению с методами традиционного изготовления показано на диаграмме 1.3 [76]. Позиция БИ процессов представлена на данной диаграмме как функция сложности изделия и программы выпуска.

Основным недостатком методов БИ является является послойная аппроксимация действительной геометрии изделия. В результате возникает эффект “ступенек”, который оказывает влияние на геометрию поверхности изделий. Использование меньшей толщины слоя позволяет не только Рис. 1.3. Сравнительная диаграмма методов изготовления металлических изделий [76]. уменьшить проявление этого эффекта, но и улучшить шероховатость поверхности. В методах послойного производства изделий важным фактором является выбор вертикальной оси при изготовлении, что является важным фактором, влияющим на результирующую шероховатость и точность изделия. Достижимые значения точности и шероховатости металлических изделий, полученных методами БИ варьируются в следующих диапазонах: точность 50 – 200 мкм на длине 100 мм, Ra = 5...20 мкм [76].

Активное продвижение методов БП создает предпосылки для развития смежных областей, например, в области изучения поверхностных плазмон-поляритонов (ППП). В работах [77,78] авторы сообщают о применении двухфотонной полимеризации для получения ППП структур, которые могут быть использованы для локализации, направления и манипуляций ППП на субволновом масштабе.

В СЛС и СЛП методах используется лазерный луч, управляемый компьютером, для спекания металлических и неметаллических порошков или их смесей с целью создания 3D изделий или их прототипов. Для различных типов материалов требуются различные типы генераторов лазерного излучения, поэтому имеется большое разнообразие установок, изготавливаемых коммерческими компаниями, для реализации этих процессов.

СЛС процесс впервые был разработан в университете Техаса (Декард и Бимен, 1987) [79] как процесс изготовления пластиковых изделий. Процесс был запатентован в 1989 году и коммерциализован корпорацией DTM, США. К настоящему времени СЛС и СЛП машины выпускаются также компаниями EOS (Германия) и 3D System (США).

За исключением типа лазерного излучателя, принципиальная схема СЛС/СЛП машин не зависит от типа обрабатываемых материалов. Типичная конструкция СЛС/СЛП машины показана на рис. 1.4. Наибольшее число машин комплектуется твердотельными Nd:YAG лазерами для изготовления металлических изделий или газовыми CO2-лазерами для полимерных материалов. Все коммерческие машины используют лазеры, работающие в непрерывном режиме генерации энергии, однако некоторые исследовательские институты используют лазеры, работающие в режиме импульсного излучения, обычно с частотой от нескольких герц до 100 кГц и длительностью импульса от микросекунд до единиц миллисекунд. Сканирование лазерного луча осуществляется поворотом системы зеркал, которые контролируют перемещение луча лазера по обрабатываемой поверхности порошкового слоя. Скорость сканирования устанавливается обычно в интервале от единиц до нескольких тысяч миллиметров в секунду. Под действием лазерного излучения частицы порошка нагреваются, соединяясь между собой и с предыдущим слоем. В основе СЛС композиционных порошковых смесей лежит лазерная обработка порошковой смеси с различными температурами плавления. В результате лазерного нагрева осуществляется синтез материала со сложной структурой, в которой тугоплавкие керамические или металлические частицы связываются посредством более легкоплавкой органической или металлической матрицы [80]. Уникальность данного метода заключается в возможности использования широкого спектра материалов.

Влияние скорости движения фронта затвердевания на кристаллическую микроструктуру

Точками на графиках показаны результаты расчетов, плавные линии соответствуют аппроксимирующим функциям. Как видно из рис. 2.19а, в случае непрозрачных диэлектрических частиц с увеличением коэффициента отражения вначале наблюдается линейное уменьшение коэффициента зату 129 хания, но при некотором пороговом значении R происходит переход к нелинейной кривой. В диапазоне R от 0 до 0,8 результаты вычислений могут быть аппроксимированы функцией "fd,p,x(R) = h0 0 4R). Следует отметить, что коэффициент затухания не обращается в ноль при значении коэффициента отражения R = 1. Таким образом, экспоненциальное затухание энергии лазерного излучения связано не только с её поглощением поверхностью частиц, но и с потоком диффузно отраженного излучения порошковой средой в целом. Полученный вид зависимости позволил установить, что вид этой функции определяется только параметром R. Это означает, что искомую функцию j\(d} р} R) можно представить в виде произведения независимых функций: 7л( 5 Pi R) = lp,R,x{d)ld,R,x{p)ld,p,x{R). Итоговая зависимость коэффициента затухания от параметров порошковой среды с непрозрачными диэлектрическими частицами при постоянной длине волны Л = 1 мкм имеет вид:

Для металлических частиц функция jd,P,x{R) является нелинейной во всем интервале значений коэффициента отражения, что показано на рис. 2.19б. Результаты вычислений аппроксимируются следующей функцией: 0.32 (l + R — 2Л2) , при d = 3 мкм

Как видно из выражения (2.39), вид функции сильно изменяется при различных значениях диаметра частиц в порошке, что позволяют сделать вывод, что, в отличие от диэлектрических частиц, искомую функцию jx(d}p}R) нельзя представить в виде произведения независимых функций: 7л( 5 Pi R) ф lp,R,x{d) d,R,x{p)ld,p,x{R). Также видно, что для крупных частиц коэффициент затухания практически не зависит от R и график зависимости ld,P,\(R) может быть представлен горизонтальной прямой, что соответствует предельному переходу к геометрической оптике.

Одним из важнейших параметров, устанавливающим характеристики взаимодействия лазерного излучения с высокодисперсными порошковы 130 ми средами, является длина волны Л. На рис. 2.20 показана зависимость коэффициента затухания 7 от длины волны Л излучения для сред с плотностью р=0,28 с различными диаметрами d частиц. Если для непрозрачных диэлектриков с увеличением длины волны наблюдается непрерывный экспоненциальный рост коэффициента затухания (рис. 2.20а), то для металлов вид функции сильно изменяется (рис. 2.20б) и для случая, когда диаметр частиц много больше длины волны, можно отметить, что 7 практически не зависит от Л, что является предельным переходом к геометрической оптике.

На графике (см. рис. 2.20а) точками приведены результаты численного моделирования в средах с диэлектрическими частицами, а сплошные линии соответствуют аппроксимирующим функциям вида:

С граничными условиями для металлических частиц (рис. 2.20б) аппроксимирующие функции имеют выраженный максимум, положение которого определяется диаметром частиц как Хтах = d. Результирующая зависимость имеет вид:

В реальных порошках сферическая форма частиц встречается часто, однако, сами частицы имеют распределение по диаметру. Согласно теории эквивалентной гомогенной поглощающей-рассеивающей среды [124] распространение излучения в среде с полидисперсными частицами соответствует уравнению: Р = Р/,ехр(—Г2/і), (2.42) при этом эффективный показатель затухания энергии излучения в среде определяется выражением:

Прямой численный расчет полидисперсных сред с количеством фаз п = 3 подтвердил данное положение. Затухание интенсивности лазерного излучения в полидисперсных диэлектрических средах различной плотности (см. рис. 2.21) соответствует уравнению (2.43), в котором значение 7i для каждой из фаз задавалось выражением (2.38). На рис. 2.21 зависимость N соответствует моделируемой области содержащей одинаковое количество частиц с разными диаметрами di, а зависимость S — моделируемой области в случае, когда содержится разное число частиц с di, задаваемое так, чтобы частицы составляли одинаковый вклад в удельную поверхность порошка. Точки на графиках соответствуют результатам численного моделирования, сплошные линии — расчет по формуле (2.43).

Рис. 2.21. Зависимость эффективного коэффициента затухания лазерного излучения от плотности моделируемой полидисперсной порошковой среды с непрозрачными диэлектрическими частицами [67].

Таким образом, при моделировании теплопереноса в ходе лазерной обработки порошковых сред можно рассматривать порошковую среду как квазисплошную с объемным источником энергии лазерного излучения. Вследствие того, что излучение проникает в порошковую среду через поры и пустоты, то в целом порошковый слой будет поглощать большую долю энергии падающего лазерного излучения, чем в случае сплошной поверхности. Поэтому актуальной задачей данной работы являлось численное исследование зависимости поглощательной способности порошковой средой в целом от параметров порошковой среды. Результаты компьютерного моделирования подтверждают, что в отличие от сплошной среды, где поглощение средой А определяется выражением А = 1 — R (прямая линия на рис. 2.22), эффективность поглощения порошковой средой тем выше, чем меньше отношение d/X, что для примера показано вертикальной линией на рис. 2.22 вблизи значения Л=0,8. Это позволяет сделать вывод, что более дисперсные среды поглощают свет эффективнее.

Рассмотренные выше результаты численного моделирования были получены при прямоугольном распределении интенсивности излучения по сечению лазерного луча. Если задавать распределение интенсивности в виде гауссовой функции, как показано на рис. 2.23, то зависимость интенсивности электромагнитных волн от глубины проникновения в порошковую область будет также соответствовать экспоненциальной зависимости, и характер затухания интенсивности излучения в порошковой среде имеет экспоненциальный вид, как показано на рис. 2.24 В результате моделирования показано, что внутри расчетной области шириной Х, равной шагу вычислительной сетки, мощность проникающего лазерного излучения в глубину порошка будет определена выражением диаметр луча лазера. Таким образом, можно утверждать, что основным фактором, влияющим на распределение энергии лазерного излучения в порошковой области, является затухание с коэффициентом 7, тогда как влияние лучистой энергии, переизлучаемой с других областей пространства порошковой среды невелико и ей можно пренебречь. Фактически данный результат численного моделирования подтверждает полученный экспериментально результат о том, что наибольшая часть рассеянной мощности заключена внутри области, ограниченной малыми углами.

Методы экспериментального исследования структуры и свойств

На рис. 4.1 представлена равновесная фазовая диаграмма системы Fe-Cu, полученная на основе наиболее достоверных экспериментальных результатов [238] и результатов термодинамического моделирования [239]. Добавление меди в качестве легирующего элемента расширяет -область железа [240]. Растворимость меди в -фазе до 11,3% при 1420 C, 9% при 1094 C, что значительно выше растворимости меди в -фазе железа, максимальное значение которой составляет 1,4% при 850 C. При охлаждении растворимость меди быстро снижается и при комнатной температуре составляет меньше 0,2%. То есть данная система является системой с ограниченной растворимостью.

Основное применение сплава железо-медь связано с возможностью термической обработки на дисперсионное твердение [240]. Существует две различные возможности такой термообработки:

1. Быстрое охлаждение из -области, т.е. от температуры 850 C, при содержании Cu в сплаве до 1.5% и отпуск, при котором происходит дисперсионное упрочнение. В результате отпуска предел прочности и предел текучести значительно увеличиваются, причем особенно существенно увеличение предела текучести. Также характерным является снижение ударной вязкости.

2. Быстрое охлаждение из -области для сплавов с более высоким содержанием меди. Начальной стадией при охлаждении является формирование пересыщенного -твердого раствора из -раствора, из ко 164

Диаграмма состояния двойной системы железо-медь [239]. торого в процессе отпуска выделяется избыточно растворенная медь. В связи с различной растворимостью меди в - и - твердых растворах твердость меняется скачкообразно.

Мартенситное превращение при быстром охлаждении от температуры 1000 C приводит к формированию структуры пластинчатого мартенсита. Впроцессе отпуска при температуре 500C медь выделяется в виде включений как показано на рис. 4.2 [241].

Несмотря на благоприятное действие дисперсионного твердения медь в сталях применяется ограниченно вследствие склонности медистых сталей к образованию поверхностных трещин при горячей обработке давлением [240].

Изготовление деталей из сплавов Fe-Cu методом порошковой металлургии хорошо изучено [242], но при этом получению компактов из порошков Fe-Cu с использованием лазерного излучения посвящено немного статей. В работе [243] авторы исследовали структуру и плотность полученных компактов с содержанием меди от 0 до 20%. Исследовалось влияние содержания меди, параметров СЛП процесса на структуру, плотность и твердость компактов. Показано, что с увеличением содержания меди в сплаве увеличивается плотность полученных компактов. Этот эффект вызван заполнением пор расплавленной медью. Во всех случаях зафиксировано формирование выделений меди на границах зерен железа и в порах. В случае содержания меди выше значения предельной растворимости меди в -железе результирующая структура представляла собой отдельные области -железа, соединенные между собой прослойками меди (см. рис. 4.3).

К аналогичному результату приводит и получение компактов из сплавов с высоким содержанием меди методом СЛС, при котором достигаются температуры ниже температуры плавления железа [244]. Аналогично процессам с полным плавлением всех компонент результирующую структуру можно рассматривать как металломатричный композит, в котором в каче 166

Получение компактов спиннингованием расплава Fe-Cu с получением тонких лент также приводит к расслоению в системе с образованием ОЦК-фазы железа и ГЦК-фазы меди. В работе [245] было показано, что быстрое затвердевание при спиннинговании лент в системе Fe-80 ат.%Cu не снижает количество выделившейся -фазы. На рис. 4.4 приведены ди-фрактограммы двух образцов из сплава Fe-80 ат.%Cu, первый из которых получен электродуговым переплавом (МА), а второй спиннингованием лент (AQ). Количественный рентгеноструктурный анализ дает одинаковое количество ОЦК фазы в обоих образцах.

В практических случаях сплавы на основе железа содержат углерод с целью повышения предела прочности, твердости и износостойкости, а также для улучшения условий механической и термической обработки сталей. Термодинамический анализ влияния углерода на фазовое равновесие системы Fe-Cu проведен в работе [246]. Из экспериментальных результатов следует, что даже низкое содержание углерода (0,02 – 0,03 мас.%) в сплавах Fe-Cu вызывает хорошо наблюдаемое расслоение расплава. Это означает, что жидкие растворы Fe-C и Fe-Cu несмешиваемые. Также известно, что определенное количество меди может быть растворено в расплаве Fe-C, тогда как содержание углерода в расплаве Fe-Cu ограничено [246]. На рис. 4.5 представлено несколько различных сечений на тройной фазовой диаграмме Fe-Cu-C.

Неравновесная структура в системе Fe-50 мас.%Cu

Лабораторные испытания на трение по схеме нагружения диск-колодка показали уменьшение коэффициента трения скольжения обработанной пары до значения 0,012. При этом у контрольной пары из стали 45 после закалки и низкого отпуска зарегистрирован коэффициент трения 0,020 в условиях трения скольжения при нагрузке 20 МПа со смазкой. Снижение коэффициента трения происходит в результате совместного действия как алмазоподобной пленки, так и включений графита в поверхностных слоях обработанных образцов. Испытания на износ полученных покрытий показали высокую нагрузочную способность поверхности и крайне низкий износ, что позволило внедрить данную технологию для изготовления подшипников трения скольжения высоконагруженных редукторов.

В качестве объекта испытаний были выбраны спироидные редукторы, выпускаемые ООО “Механик”, разработанные под руководством проф. В.И. Гольдфарба. Спироидные низкоскоростные тяжелонагруженные редукторы находят применение в различных отраслях техники, в частности, в грузоподъемных механизмах, технологических и транспортных установках различного назначения и, в особенности, в приводах трубопроводной арматуры (ТПА), определяя во многом такие важные характеристики последних как надежность, долговечность, массогабаритные характеристики [295-297]. Указанные редукторы работают в условиях близких к экстремальным: широкий диапазон рабочих температур от -60С до +50С; высокие нагрузочные и, в особенности, перегрузочные моменты, превышающие номинальные в 3-5 раз; низкие скорости вращения, при которых низкими оказываются значения общего КПД редукторов в силу известных закономерностей трения при указанных условиях; высокие показателями износа в парах трения при необходимости обеспечения высокой прочности всех элементов редукторов. Редукторы должны обеспечивать заданный, достаточно высокий ресурс работы при эксплуатации в таких ключевых отраслях промышленности как энергетическая, нефтегазовая, химическая и других. Поэтому чрезвычайно важен с практической и научной точек зрения поиск конструктивных и технологических решений повышения показателей редукторов, в частности, путем уменьшения трения в опорах скольжения спироидных колес с помощью как изменения материалов пар трения, так и применения различных смазочных материалов. Очевидно, что не меньшими резервами обладают поиски вариантов снижения трения в зацеплении самой передачи, однако в данном случае эти варианты как для зацепления, так и опор скольжения являются общими, хотя и реализуемыми и проявляющимися несколько иначе.

Объектом производственных испытаний являлся четвертьоборотный редуктор ТПА модели РЗА-С-2000. Четвертьоборотные редукторы устанавливаются на шаровые краны и дисковые затворы, для них характерна небольшая продолжительность работы за один цикл, обычно не больше 200 с, угол поворота рабочего органа арматуры, жестко связанного со спи-роидным колесом, 90±10.

Для выполнения исследований были выбраны следующие сочетания материалов опор скольжения:

1. Коммерческие композиционные металлофторопластовые опоры (пр-во Германия), которые изготавливаются из полосы, состоящей из стальной основы (низкоуглеродистая сталь), слоя спеченной порошковой бронзы 0,2-0,35 мм, инфильтрованной и покрытой слоем политетрафторэтилена с дисульфидом молибдена (0,01-0,04 мм). Основным весомым недостатком является их высокая стоимость. Указанные опоры способны выдерживать большие нагрузки, работать без смазки в широком диапазоне температур, обеспечивая небольшие значения коэффициента трения. Главным недостатком металлофторо-пластовых опор является их высокая стоимость.

2. Опоры скольжения с углеродсодержащим покрытием, полученным методом ВЛС. Данные опоры представляют особый интерес, поскольку они имеют наибольшие потенциальные возможности в отношении снижения коэффициента трения и увеличения износостойкости, обладая при этом высокой прочностью и низкой стоимостью.

3. Опоры скольжения из чугуна. Работают при высоких нагрузках, должны прикатываться сначала на холостом ходу с постепенным увеличением нагрузки до расчетной величины, требуют качественного монтажа. При эксплуатации необходимо применение качественной смазки, от которой во многом значение коэффициента трения в паре скольжения. Характеризуются низкой себестоимостью, допустимо использование в качестве опоры чугунной корпусной детали (основания) редуктора.

4. Стальные опоры скольжения. Работают при высоких нагрузках, низких скоростях вращения, обладают высокой контактной прочностью, низкой стоимостью, но заметно уступают металлофторопластовым и чугунным опорам по антифрикционным свойствам.

Испытания редукторов с применением опор скольжения, изготовленных из различных материалов, проводились на стенде, выполненном по разомкнутой схеме потока мощности (рис. 5.12). Вращающий момент, создаваемый мотор-редуктором 1, передается на входной вал испытываемого редуктора 2, закрепленного на кронштейне. Далее через мультипликатор 3 момент передается на тормозное устройство ленточно-колодочного типа 4. С помощью датчика момента 5 снимают показания крутящего момента на входном валу, а величину крутящего момента на выходном валу определяют по динамометру часового типа 6. Испытания обеспечивали повторно-кратковременный режим нагружения, производился периодический контроль интенсивности нагрева редуктора, состояния рабочих поверхностей передачи и подшипников скольжения, измерение КПД редуктора. При каждом значении нагруженного момента измерения выполнялись не менее 3 раз, среднее арифметическое из этих значений использовалось при построении соответствующего графика.