книги / Алюминий и его соединения структурные характеристики, теплофизические, и физико-механические свойства в зависимости от термического состояния, особенности испарения и сварки трени
..pdf
поскольку в алюминии соотношение между этими двумя свойствами далеко не постоянное [4].
Для алюминия модуль упругости (модуль Юнга) чаще всего имеет округленное значение E = 70 МПа. При кручении модуль сдвига, или модуль жесткости, G = 26 МПа для алюминия, а для стали 83 МПа.
Предел прочности на растяжение σв и предел текучести σт резко уменьшаются с 200 до 400 К при практически постоянном модуле упругости, т.е. минимальном изменении жесткости алюминия (рис. 5). В интервале температур 400–700 К скорость снижения σв и σт значительно меньше. Выше 700 К и до Тпл = 933 К прочность и жесткость алюминия минимальны, т.е. критической температурой техническичистого алюминияявляется200 К(см. рис. 5).
Рис. 5. Зависимость модуля упругости, предела прочности при растяжении и предела текучести технически чистого алюминия от температуры
Модуль упругости и жесткости лишь незначительно зависят от состава сплава и температуры. Изменения E и G от среднего значения 70 МПа и 26 ГПа для всех составов алюминиевых сплавов менее +/– 4 %. Текстура алюминия имеет отчетливое влияние
21
на его свойства. Модуль упругости увеличивается за счет наклепа. Коэффициент Пуассона, т.е. поперечная деформация, деленная на продольную деформацию, составляет 0,33 [10].
Если напряжение достаточно велико или выдерживается достаточно долго, образец в конечном итоге выходит из строя в режиме, который имел бы место при постоянно увеличивающейся нагрузке. В этом отношении поведение Al аналогично поведению других металлов, и для обозначения этой формы отказа используется термин «разрыв при ползучести». Предел ползучести σп металлов снижается с повышением рабочей температуры, как и у других металлов. Отсюда следует, что σп не может быть выражен одним числом, а должен быть связан с рабочими температурами, временем и величиной деформации. На этих кривых деформация увеличивается в четыре этапа: во-первых, упруго, при нагружении (от O до A на верхней кривой); во-вторых, с уменьшающейся скоростью (от А до В); в-третьих, с почти постоянной скоростью, которая может быть пренебрежимо мала при низких напряжениях и температурах (от B до C); и наконец, с возрастающей скоростью (от C до D), что приводит к отказу (рис. 6). В этом примере только верхняя кривая вошла в финальную стадию [4].
Рис. 6. Кривые ползучести Al-Cu сплава при давлении 110 МПа [4]
22
На рис. 7 показана взаимосвязь между свойствами и характеристиками различных групп алюминиевых сплавов. Например, натуральный нелегированный Al серии 1ХХХ обладает пределом прочности на разрыв около 70 МПа, меньше в 10 раз (700 МПа), чем у некоторыхмоделейсерии7XXX [4].
Рис. 7. Влияние легирующего элемента на прочность, твердость, ударостойкость и пластичность алюминия [4]
Прочность алюминиевых сплавов снижается с повышением температуры, исключая эффекты старения в узких диапазонах температур при различных периодах выдержки. Время выдержки важно в случае холоднодеформированных или термообработанных сплавов [4].
Для групп деформируемых сплавов приняты следующие обозначения [11]:
1XXX – нелегированный 99 % Al;
2ХХХ – медь: основной легирующий элемент; существенно увеличивает прочность, допускает дисперсионное твердение, пластичность и свариваемость снижает коррозионную стойкость; 3ХХХ – марганец: увеличивает прочность за счет упрочне-
ния твердого раствора и улучшает упрочнение; 4ХХХ – кремний: повышает прочность и пластичность, в со-
четании с магнием вызывает дисперсионное твердение;
23
5ХХХ – магний: увеличивает прочность за счет упрочнения твердого раствора и улучшает упрочняющую способность;
6ХХХ – магний – кремний; 7ХХХ – цинк – магний: значительно увеличивает прочность,
дает возможность дисперсионного твердения, может вызвать коррозию под напряжением;
8ХХХ – другие элементы – например, Li, существенно увеличивает прочность и модуль Юнга, способствует выделению вторичных фаз, снижает плотность.
Обозначения основных термических состояний алюминиевых сплавов следующие:
F – состояние изготовления; О – отожженный;
Н – деформационная закалка (холодная обработка): всегда следует две или более цифр для обозначения объема холодной работы и вида термической обработки, которые были выполнены; W – термообработанный раствор: применяется к сплавам, которые затвердевают при комнатной температуре (естественное старение) после термообработки раствора. За обозначением следует время, указывающеенапродолжительностьестественного старения;
Т – термически состаренный:
T1 – охлажденный и выдержанный естественным путем; T2 – охлажденный, холодная обработка и естественная вы-
держка;
T3 – термообработанный раствор, холодная обработка и естественное старение;
T4 – термообработанный раствор и естественное старение;
T5 – охлажденный и искусственно состаренный;
T6 – раствортермообработанныйиискусственносостаренный;
T7 – раствор термообработанный и усредненный или стабилизированный;
T8 – термообработанный раствор, холодная обработка и искусственносостаренный;
T9 – термообработанный раствор, искусственное старение и холодная обработка.
24
а
б
Рис. 8. Зависимость физико-механических свойств алюминия от теплоемкости (а) и теплопроводности (б) [1, 4]
Теплофизические и физико-механические свойства алюминия взаимосвязаны. На рис. 8 показана зависимость физикомеханических свойств алюминия от теплоемкости (рис. 8, а) и
25
теплопроводности (рис. 8, б). Несмотря на увеличение поглощения определенного количества тепла алюминием при нагревании, теплоемкость алюминия повышается с 26 до 31 Дж/(моль·К). Зависимость σв, σт и Е от теплоемкости и теплопроводности незначительно отличается (см. рис. 8, б).
Таким образом, можно сделать вывод, изменение теплофизических свойств незначительно влияет на прочность и жесткость технического алюминия.
26
2. ЗАВИСИМОСТЬ ПРОЦЕССА ИСПАРЕНИЯ АЛЮМИНИЯ ОТ ТЕМПЕРАТУРНЫХ ИЗМЕНЕНИЙ ЕГО ТЕПЛОФИЗИЧЕСКИХ И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ
2.1. Особенности испарения алюминия при электродуговом методе осаждения покрытий
Преимущество метода электродугового испарения (ЭДИ) связано с его уникальной способностью генерировать плазму высокой плотности, которая образуется при практически полной ионизации катодного материала в катодных пятнах (КП) вакуумной дуги [12]. Генерация плазмы и макрочастиц тесно связана с формированием взрывного кратера, характерного для катодных дуг. Температура и размер КП являются регуляторами, контролирующими условия испарения атомов и поддержания разряда. Максимальный уровень температуры в небольших КП достигается за более короткий промежуток времени, чем в больших пятнах. Процесс эмиссии трансформируется из автоэлектронного в термоавтоэлектронный по мере увеличения КП. Размер КП пропорционален плотности ионного тока и степени ионизации потока плазмы [13].
Непрерывное движение КП вдоль ограниченной рабочей поверхности катода приводит к средней равновесной температуре поверхности, определяемой условиями охлаждения, а также диаметром и длиной катода [14]. Интенсивное тепловое воздействие на поверхность катода вызывает сложные физико-химические процессы, которые приводят к структурным и фазовым превращениям в поверхностном слое катода [15, 16]. Из-за высокой плотности энергии в области КП во время процессов взрыва образуются как однофазные системы: твердое тело, жидкость, газ (пар) и плазма, так и двухфазные системы: твердое тело – жидкость, жидкость – газ и твердое вещество – газ (в случае металлического катода). Преобразование материала катода из твердого состояния в плазму путем фазовых превращений поддерживает работу дугового разряда и делает плазму катодной дуги и нанесенные покрытия таки-
27
ми особенными [17]. Перераспределение фазовой концентрации по поверхности катода и градиент состава образующихся покрытий по толщине является следствием локального плавления зоны эрозии при нарушении теплоотвода от некоторых КП и деформации катода при длительном сроке его эксплуатации [17, 18].
Макрочастицы, образующиеся в КП вместе с плазмой, могут находиться в жидком или твердом состоянии [15, 19]. Эмиссия макрочастиц, выбрасываемых из КП в процессе осаждения покрытия, приводит к снижению ее качества. Количество микрокапель на фиксированной площади покрытия изменяется из-за толщины катода, тока дуги, времени осаждения покрытия и обратно пропорционально расстоянию между катодом и подложкой, напряжению смещения на подложке и давлению азота [20]. Катодное азотирование (отравление) [15] и фильтрация макрочастиц являются наиболее оптимальными способами подавления образования крупных макрочастиц в плазме [21]. Катодное охлаждение также является эффективным методом уменьшения количества макрочастиц в покрытии. Система принудительного охлаждения обеспечивает такой режим работы катода, при котором его средней температуры поверхности недостаточно для протекания тока термоэлектронной эмиссии [13, 21]. Поддержание температуры катода на заданном уровне может быть достигнуто путем уменьшения тока дуги и ускорения движения КП [7, 21]; поддержанияиликонтролятокадугивовремени[22].
В нескольких научных работах обсуждается связь динамики изменения КП с шероховатостью поверхности покрытия [15, 23], загрязнением поверхности [24, 25], ее температурой [26] и включениями [16], управлением магнитным полем [18], свойствами материала, такими как рабочая функция [27] и когезионной энергией [7, 21, 27]. В статье [28] установлено влияние структурных и фазовых превращений в зоне эрозии катодов и/или мишеней из тугоплавких металлов Ti и Zr на процесс структурообразования покрытия TixZr1-xN при ЭДИ, магнетронном распылении на постоянном токе или их комбинировании. Несмотря на многолетний опыт оптимизации и использования ЭДИ, снижение нестабильно-
28
сти свойств покрытий остается актуальной проблемой, в частности, в понимании общих закономерностей формирования реальной структуры покрытия [27, 29].
Структурная стабильность и стойкость в окислительных средах при температурах до 1273 К являются обязательными защитными требованиями к покрытиям. В связи с экономическими факторами и конкурентным давлением для ведущих компаний особенно интересным является дальнейшее увеличение применяемой термомеханической нагрузки с целью продления рабочих циклов режущих инструментов и деталей машин, используемых в автомобильной, авиационной и космической промышленности [30].
Уменьшение теплоотдачи в катод и снижение скорости нагрева катодного пятна при увеличении температуры до Tпл = 933 K происходит из-за уменьшения теплопроводности и температуропроводности Al, а также увеличения его теплоемкости. Равновесная температура конца термодинамического (фазового) перехода второго порядка твердое тело → жидкость соответствует Tпл = 933 К. Резкое уменьшение теплоемкости, теплопроводности и температуропроводности алюминия в данной точке характеризуется сильным экзотермическим эффектом, который приводит к резкому увеличению внутренней энергии, изменению симметрии во взаимном расположении частиц, росту объема катода до 6,60 %. Из-за дальнейшего повышения температуры Al его коэффициент теплового расширения увеличивается при снижении удельной прочности и удельной жесткости до 12 и 2 раз соответственно, изменяя поведение катода при испарении.
Теплоемкость и скорость нагрева катодного пятна в жидкой фазе стабилизируются при дальнейшем его нагреве до температуры испарения Al, равной 1423 К. Наблюдается небольшое увеличение теплопроводности и температуропроводности, а также ускорение отвода тепла в катод. Однако количество макрочастиц в жидкой фазе в плазме, на поверхности и в поперечном сечении покрытия увеличивается во много раз. Таким образом, при температуре катодного пятна T ≥ 933 K катод наиболее чувствителен к скорости охлаждения.
29
2.2. Эволюция структуры и дефектность катодного пятна легкоплавкого алюминия
взависимости от его температуры
Вкачестве материала легкоплавкого катода использовали
алюминий технической чистоты марки А85: Al 99,85 вес.%, Si 0,06 вес.%, Fe 0,08 вес.%, Cu 0,01 вес.%, Mn 0,02 вес.%, Mg 0,02 вес.%, Zn 0,02 вес.%, Ga 0,02 вес.%, Ti 0,008 вес.%, остальное 0,02 вес.% (ГОСТ 11069–2001).
Микроструктуру и дефекты зоны эрозии катодных пятен Ti и Al и покрытий Ti1-xAlxN изучали с помощью автоэмиссионного электронного микроскопа Ultra 55 в зависимости от способа охлаждения катодов и скорости нагрева подложки и покрытия. Микроструктуру покрытия Ti1-xAlxN исследовали на разных этапах его структурообразования. Для проведения локального рентгеноспектрального анализа использовали систему микроанализа EDX микроскопа Ultra 55. Количественный микрорентгеноспектральный анализ проводили на установке MAR-3 при ускоряющем напряжении 20 кВ, токе зонда 20 нА и размере зонда 5 мкм [31–33].
Для изменения термического состояния катодов в процессе их испарения были использованы промышленные методы охлаждения катодов проточной или оборотной водой. Температура проточной воды в процессе осаждения покрытия была постоянной и меньше температуры оборотной воды на ~ 283 К. Скорость увеличения температурыоборотнойводывпроцессеосаждения~ 275–276 К/ ч.
Катодные пятна в условиях ограниченного охлаждения катода оборотной водой находятся в однофазном состоянии liquid. Процесс вытеснения расплава из кратеров диаметром до 100 мкм под воздействием давления плазмы сопровождается образованием микроструй и микрокапель по границам кратеров (рис. 9, а–в). Во время функционирования КП жидкие микрокапли покидают катод со скоростью до 5 · 104 см/с, что свидетельствует о наличии высокого давления на катод в области зоны эрозии [25]. Увеличение размеров кратеровдо500 мкм(рис. 9, г) и укрупнение шарообразных стержневых
30