Соболев В.В., Шиман Л.Н. Высокоэнергетическая обработка материалов. Сборник научных трудов

Подождите немного. Документ загружается.

Высокоэнергетическая обработка материалов

191

Обратный фазовый переход в канальном элементе остается незавершенным и

дефектный материал выводится в состоянии плотной плазмы. С позиции фи-

зики плазмы более верными являются данные, приведенные в табл. 3.

Таблица 1

Изменение параметров структуры стали 40 после обработки в режиме СГП

⋅10

-6

, мкм

D, мм

-2

·10

-6

, м V

, 10

-6

, ·10

-6

12,5 520,8 3,470 1,933 0,394

66,5 299,1 5,440 2,728 0,557

100 513,4 4,580 3,320 0,677

180 810,9 4,360 4,751 0,970

89,75 536,0 4,463 2,660

4,9

0,542

Таблица 2

Изменение параметров СГП в зависимости от размера ударников

–6

мкм

,·10

Дж

com

,·10

Дж

,·10

Н/м

Δm,·10

–2

кг

com,

–7

12,5 1,610 4,270 1,743 2,323 0,075

66,5 1,381 4,499 1,836 1,700

3,68

100 1,153 4,727 1,929 1,238 0,518

180 0,1686 5,711 2,331 0,117 7,5

89,75 1,166 4,714 1,924 1,260

0,46

Таблица 3

Изменение параметров формирования структуры стали 40 в зависимости

от исходного размера ударника

⋅10

–

мкм

–6

SDP

⋅10

Дж/м

м/c

com

м/с

Дж

com

Дж

com

12,5 0,492 2,808 1665 1177 3,221 2,659 0,547 0,394

66,5 0,695 7,5804 1803 1275 2,763 3,117 0,469 0,557

100 0,845 11,3236 1930 1365 2,306 3,574 0,392 0,677

180 1,210 4,1814 2404 1700 3,372 5,543 0,573 0,970

89,75 0,838

4,9

7,237 1923 1360 2,332 3,548 0,396 0,542

В табл. 3 показано, что в центральной зоне канального элемента давле-

ние не менее, чем 10

Н/м

. Поскольку в используемой модели расчета не

учитывается влияние схлопывания полости, формируемой при обтекании

Высокоэнергетическая обработка материалов

192

ударника, то давление в центральной зоне канала – σ

SDP

, как минимум на по-

рядок выше, чем получено при расчете P

(табл. 2).

1.2 Формирование каналов в медной преграде

Среднее значение остаточного объема фазового перехода можно рас-

считать из экспериментальных данных для заданных фракций порошка (от

12,5 до 100 мкм) V

dav

=1,276·10

-6

. Принимаем значение Z

av Cu

avFe

=0,542.

Тогда объем фазового перехода V

получаем из формулы

103542

−

⋅== ,

fCu

Рассчитываем среднее значение давление инициации фазового перехода

iCu

по формуле

104972

cuV

iav

⋅==

, а остаточную массу области фазо-

вого перехода при ρ

=ρ

iCu

=9,0⋅10

кг/м

определим как

104811

−

⋅=⋅= ,VM

ddav

кг.

Рассчитаем объем материала, выброшенного струями

100781 м,VVV

dafCu

−

⋅=−=

и давление на первой стадии фазового пере-

хода P

по формуле

106403

)VV(P

fCu

fCuia

⋅=

⋅

Плотность материала на I и II стадиях ρ

=ρ

рассчитываем по формуле

10874

кг

cuV

dav

⋅===

ρρ

, а массу выброшенного материала струями

кг,)VV(M

idavfCut

107029

−

⋅=⋅−=

Плотность материала струи ρ

, выброшенного из закрытой медной

преграды в открытое пространство при атмосферном давлении P

atm

Н/м

оп-

ределяем по формуле

102618

кг

PVP

dav

ifCu

atmt

−

⋅=

⎟

⎠

⎞

⎜

⎝

⎛

−⋅

⋅

Скорость обжатия материала струи υ

com

определяем по формуле

davifCui

comCu

1701

⋅−⋅

ρρ

, а скорость выброса материала υ

опре-

деляем как

comt

24062 ==

υυ

Высокоэнергетическая обработка материалов

193

Энергию, затрачиваемую на выброс материала E

, определяем по фор-

муле

108082

⋅=

⋅

= ,

Дж, энергию на обжатие Е

com

примерно опреде-

ляем как Е

com

-E

=3,072⋅10

Дж. Результаты расчета параметров структуры

меди и режимов сверхглубокого проникания приведены в табл. 4 и 5.

Таблица 4

Изменение параметров формирования структуры меди в зависимости

от исходного размера ударника

⋅10

-6

мкм

·10

-6

мм

-2

С,

,·10

-6

fCu

⋅10

-6

,м

⋅10

-3

кг

12,5 0,672 35758 1,26 1,99 17,91

55 0,822 11333 0,600 0,943 8,487

100 0,595 20535 0,570 0,895 8,055

180 0,616 16714 0,497 0,781 7,029

89,75 0,191 22542 0,812 1,276

2,354

11,484

Таблица 5

Изменение параметров канальной структуры при СГП

⋅10

-6

мкм

⋅10

-3

кг

⋅10

Н/м

, 10

Н/м

м/c

com

м/с

Дж

com

, 10

Дж

12,5 3,2 2,8 2911 2059 1,38 4,492 0,236

55 12,6 5,8 2249 1588 3,21 2,669 0,546

100 13,1 6,2 2226 1574 3,24 2,635 0,551

180 14,17 6,1 2179 1541 3,36 2,52 0,571

89,7 9,69

2,49

5,3 2407 1702 2,80 3,07 0,477

Примечание. При использовании для динамической обработки частиц SiC с размерами

160-200 мкм (180) реализуется специфический режим с блокированием на лобовой по-

верхности преграды обратных струй плотной плазмы. Приведены усредненные результа-

ты в диапазоне размеров ударников 12,5-100 мкм (86,8).

1.3 Формирование каналов в алюминии и в его сплавах

Для технического алюминия и его сплавов использовали однократную

обработку, таким образом, Е

= 1,96⋅10

Дж. Эксперименты проводились при

трехкратной обработке металлов порошком SiC с фракцией 63-70 мкм. Масса

метаемого материала составляла 0,08 кг, а средняя скорость ≈700 м/с. Глуби-

на проникания в технический алюминий этих частиц SiC составляет пример-

но h≈120 мм, а в его сплавах Al+12%Si, Al+12%Si+1%Fe – глубина достигает

h≈180 мм. Для фракции 66,5 мкм в железе Z≈0,557 (табл. 1).

Высокоэнергетическая обработка материалов

194

Поскольку диаметр образца 40 мм, а диаметр струи в поперечном сече-

нии составляет 50 мм, то вводимая энергия определяется через отношение: S

=1256 мм – Х; 1962,5 мм – 1,96⋅10

Дж. Тогда Х=1,2544⋅10

Дж.

Тогда объем фазового перехода V

для алюминия А7 получаем из фор-

мулы –

10871 м,

fAl

−

⋅==

, для сплава Al+12Si

10035 м,V

SifAl

−

⋅=

для сплава Al+12Si+1Fe

112

10143 м,V

FeSifAl

−

⋅=

Рассчитываем среднее значение давление инициации фазового перехо-

да P

iAl

для алюминия А7 по формуле

10716

fAl

iAl

⋅==

, для сплава

Аl+12Si по формуле

10492

SiiAl

⋅=

, для сплава Аl+12Si+1Fe по фор-

муле

112

10993

FeSiiAl

⋅=

и остаточную массу области фазового перехо-

да соответственно

кг,VM

ddAl

10812

−

⋅=⋅=

кг,M

SidAl

10427

−

⋅=

кг,M

FeSidAl

112

10644

−

⋅=

Рассчитываем объем выброшенного материала струи ΔV для алюминия

и сплавов соответственно

1083,0 мVVV

dAlfAlAl

−

⋅=−=Δ ,

1024,2 мV

SiAl

−

⋅=Δ ,

112

1040,1 мV

FeSiAl

−

⋅=Δ

и давление на первой стадии фазового перехода P

по

формуле

1068,9

)(

VVP

fAl

AlfAliAl

⋅=

+⋅

121

1060,3

SiAl

⋅=

1121

1075,5

FeSiAl

⋅=

Плотность материала на 1 и 2 стадии ρ

=ρ

для алюминия А7 и сплавов

рассчитываем по формуле

1050,1

кг

fAl

dAl

AlAl

⋅===

ρρ

122121

1047,1

кг

SiAlSiAl

⋅==

ρρ

11221121

1047,1

кг

FeSiAlFeSiAl

⋅==

++++

ρρ

, а массу

выброшенного материала струи

кгVVM

idAlfAltAl

1024,2)(

−

⋅=⋅−=

кгM

SitAl

1093,5

−

⋅=

кгM

FeSitAl

112

1070,3

−

⋅=

Плотность материала струи ρ

выброшенного из закрытой медной пре-

грады в открытое пространство при атмосферном давлении P

atm

=101325 Н/м

Высокоэнергетическая обработка материалов

195

для алюминия и сплавов определяем по формуле

020,0

кг

PVP

dAl

iAlfAlAl

atmtAl

opAl

⎟

⎠

⎞

⎜

⎝

⎛

−⋅

⋅

054,0

кг

SiopAl

112

034,0

кг

FeSiopAl

Скорость обжатия материала струи υ

com

алюминия А7 и сплавов опре-

деляем по формуле

dAlifAli

comAl

1622

⋅−⋅

ρρ

SicomAl

998

FeSicomAl

1262

112

, а скорость выброса материала υ

определяем как

comAltAl

22932 ==

υυ

SitAl

1411

FeSitAl

1784

112

Энергию, затрачиваемую на выброс материала E

алюминия А7 и спла-

вов, определяем по формуле

Дж

tAltAl

tAl

10588,0

⋅=

⋅

ДжE

SitAl

10590,0 ⋅=

ДжE

FeSitAl

112

10588,0 ⋅=

, а энергию на обжатие Е

com

определяем как Е

comAl

= E

– E

tAl

= 6,656⋅10

Дж, Е

comAl+12Si

= 6,637⋅10

Дж,

comAl+12Si+1Fe

= 6,656⋅10

Дж соответственно.

Результаты экспериментального измерения и расчета параметров

структуры алюминия и его сплавов после обработки в режиме СГП и расчета

приведены в табл. 6 и 7.

Таблица 6

Параметры структуры и результаты расчета обработанных материалов

Материал

мкм

⋅10

–6

, 10

Н/м

мм

–2

⋅10

–3

кг

⋅10

–3

кг

м/c

com

м/с

Алюминий А7 4,42 1,04 6,71 447,1 2,81 2,24 2293 1622

Сплав Al+12Si 6,96 2,80 2,49 325,7 7,42 5,93 1411 998

Сплав Al+12Si+1Fe 5,42 1,75 3,99 336,0 4,64 3,70 1784 893

Таблица 7

Параметры динамического массопереноса алюминиевых материалов

Материал

⋅10

–6

ΔV,

–6

Н/м

,·10

Дж

com

·10

Дж

·10

кг/м

·10

кг/м

Алюминий А7 1,04 1,87 0,83 9,68 5,888 6,656 1,50 0,020

Сплав Al+12Si 2,80 5,04 2,24 3,60 5,903 6,637 1,47 0,054

Сплав

Al+12Si+1Fe

1,75 3,15 1,40 5,75 5,888 6,656 1,47 0,034

Высокоэнергетическая обработка материалов

196

Тогда для технического алюминия E

=0,469, для сплава Al+12Si –

=0,470 и для сплава Al+12Si+1Fe – E

=0,469.

2. Изменение электрохимических свойств на макроуровне после

сверхглубокого проникания

Внедрение порошковых смесей на основе SiC или Pb в алюминий или в

его сплавы незначительно изменяет твердость по глубине, но изменяет хими-

ческий состав в армирующих макрозонах [7]. В сплаве Al+12%Si сумма кон-

центраций примесей дополнительных легирующих элементов не выше

0,35%. После СГП обработки суммарная концентрация примесей дополни-

тельных элементов в зонах армирования

достигала 26 масс.% . В том числе

концентрация Pb по массе достигла 10%. По-видимому, неравномерность

химического состава по объему обработанного сплава обуславливает специ-

фический характер структуры этого нового композиционного материала, вы-

являемой при электрохимическом воздействии.

Рассмотрим особенности электрохимической коррозии образцов из

сплава АК-12 без и с обработкой в условиях СГП сгустками частиц SiC и Pb.

Использование композиции со свинцом предназначено для большей нагляд-

ности реализуемых изменений структурных элементов при микроанализе ар-

мирующих зон и, соответственно, изменения параметров коррозии. Критери-

ем для оценки этого процесса могут служить зависимости потери массы от

времени коррозии образцов.

На представленных графиках зависимости коррозии от времени можно

выделить две области на временной

шкале: изменение показателя коррозии в

период первых 100 минут нахождения образцов в растворе HF и в период бо-

лее 100 минут (рис. 1).

Для первой области характерны небольшие значения массового показа-

теля коррозии для исходных образцов и обработанных СГП, соответственно,

равные 2,05⋅10

–5

г/(см

мин) и 4,21⋅10

–5

. Коррозионная стойкость исходного

материала при этом оказывается выше в 2,05 раза. Во второй области до

350 мин можно наблюдать ускорение темпов роста скорости коррозии для

необработанного электрода (сплава АК12) ≈ 8,5·10

–5

г/(см

мин), т.е. ускоре-

ние в 4,1 раза. В это время для электродов после обработки SiC и Pb этот по-

казатель достигает ≈ 11,1⋅10

–5

г/(см

·мин), т.е. увеличился только в 2,63 раза

(рис. 1,а). Поэтому коррозионная стойкость исходного материала оказывает-

ся на второй стадии выше в 1,3 раза, чем у образцов после СГП.

Высокоэнергетическая обработка материалов

197

Рис. 1. Изменение во времени массового показателя коррозии образцов,

изготовленных из исходного сплава АК-12, и после обработки этого сплава

карбидом кремния (SiC ) и свинцом (Pb): а – в течении 350 минут, б – в тече-

нии 1800 минут

Время, мин

Показатель коррозии, г/см

0,000

0,002

0,004

0,006

0,008

0,010

0,012

0 50 100 150 200 250 300 350

Исх.

Время, мин

Показатель коррозии, г/см

0,000

0,004

0,008

0,012

0,016

0,020

0 200 400 600 800 1000 1200 1400 1600 1800

Исх.

SiC

Высокоэнергетическая обработка материалов

198

Полученные зависимости изменения скорости коррозии в стационар-

ных условиях могут быть объяснены следующим образом. Без наложения

внешнего электрического тока коррозия алюминиевого сплава в кислой среде

протекает с водородной поляризацией. Возникают микрогальванические па-

ры, роль катодных участков принадлежит более электроположительным зер-

нам кремния, анодные участки – алюминий. На катодных участках происхо-

дит

передача электронов от окисляемого алюминия к восстанавливаемым

ионам H+. Проведение обработки SiC приводит к появлению на поверхности

электрода зон, обогащенных углеродом, который является электроположи-

тельной примесью, а также будет являться катодным участком. В отличие от

кремния, углерод электропроводен и обладает значительно более низким пе-

ренапряжением выделения водорода. Это облегчает процесс передачи элек-

тронов

и приводит к ускорению процесса коррозии. Небольшая латентность

впервые 100 минут, по-видимому, может быть обусловлена закрытостью зон

поверхностными оксидами, которые по прошествии времени растворяются,

обнажая на поверхности островки углерода.

Насыщение поверхности алюминиевого сплава такой электроположи-

тельной примесью как свинец приводит к ускорению скорости коррозии

электрода, что обусловлено большей разностью потенциалов

алюминия и

свинца по сравнению с парой алюминий-графит. Однако при длительном

воздействии коррозионной среды на образец, обогащенный свинцом, ско-

рость коррозии образца снижается, а изменение массы образца существенно

уменьшается, рис. 1,б. На третьей стадии 350-1100 минут скорость коррозии

таких образцов при длительном воздействии среды становится значительно

ниже, чем у образцов, обработанных

SiC, и приближается к скорости корро-

зии необработанного алюминия в диапазоне времени 1100 минут. Скорость

коррозии образцов, обработанных в режиме СГП сгустками SiC, после

1100 минут продолжает увеличиваться – 18⋅10

–5

г/(см

мин), т.е. по сравнению

с первой стадией увеличилась в 4,27 раза.

Скорость коррозии образцов, обработанных в режиме СГП сгустками

Pb неожиданно (после 1100 минут травления) стабилизируется на уровне

13⋅10

–5

г/(см

·мин), т.е. по сравнению с I стадией выросла в 3,08 раза. Затем

скорость коррозии материала, обработанного свинцом, становится ниже по

сравнению со скоростью травления исходного материала и остается практи-

чески постоянной еще ≈ 800 минут (рис. 1,б). Рост скорости коррозии исход-

Высокоэнергетическая обработка материалов

199

ного материала на третьей стадии составил 6,34 раза. Таким образом, кривые

потери массы при коррозии в большом интервале времени (≈1800 минут) для

исходного материала и образцов из сплава АК12 при обработке порошками

SiC или Pb существенно отличаются, как будто образцы из разных матричных

материалов. Представленные объяснения полученных результатов являются

довольно грубыми. Например, доказано

, что реальный химический состав об-

разца, обработанного свинцом, получается в зонах армирования формируемо-

го композиционного алюминиевого материала сложным и неравномерным [7].

Две временные области протекания процесса коррозии можно наблю-

дать по зависимости потенциала погружения от времени нахождения элек-

тродов в электролите, рис. 2.

Рис. 2. Изменение во времени потенциала погружения

образцов без

СГП (1) и после СГП обработки SiC (2), Pb (3)

При погружении в раствор потенциал электродов сдвигался в электро-

положительную сторону, что свидетельствует о снижении скорости коррозии

и пассивации образцов. Причиной пассивации могут быть как процессы под-

вода электролита к поверхности электродов, так и отвод продуктов реакции.

Вероятно эти факторы действуют одновременно. Потенциалы электродов

первые 100-150 минут монотонно увеличиваются с выходом на плато для

Время, мин

(хсэ)

, В

-1,04

-1,00

-0,96

-0,92

-0,88

-0,84

-0,80

-0,76

0 50 100 150 200 250 300 350 400 450

-1

-2

-3

SiC

Исх.

Высокоэнергетическая обработка материалов

200

электрода из исходного сплава Al+12%Si -0.88 В и -0.80 В и -0.76 В для элек-

тродов, подвергнутых обработке соответственно частицами SiC и Pb. Наибо-

лее активным материалом из трех исследуемых оказался исходный сплав

Al+12%Si. За 300 минут потенциал этого материала увеличился от -0,98 до -

0,88 В, т.е. на 11,3%. За этот же период времени потенциал этого сплава, об-

работанного

в режиме СГП частицами SiC, увеличился от -0,98 до -0,80 В,

т.е. на 22,5%. Образец из сплава Al+12%Si, обработанного потоком частиц

Pb, за 300 минут увеличил потенциал от -0,94 до -0,75 В, т.е. на 25,3%.

Как видно из рис. 2, снижение потенциала для обработанного свинцом

электрода происходит со значительно большей скоростью, что может быть

обусловлено образованием на свинце пассивной

нерастворимой пленки из

фторида свинца. Однако с течением времени наблюдается снижение потен-

циала электрода, обработанного свинцом, и по истечению 600 минут потенци-

ал электрода стабилизируется и остается постоянным в пределах -850 мВ. Та-

кие изменения электрических и электрохимических свойств смотрятся осо-

бенно значительно, если их отнести к появлению остаточной доли дефектного

материала -1,23%, из

которого формируется каркас композита (табл. 6).

Заключение. На основе выполненного анализа изменений структуры

материалов (стали 40, меди, техническом алюминии и его сплавов с кремни-

ем и железом) при сверхглубоком проникновении микрочастиц SiC и Pb, рас-

чета параметров динамического массопереноса, исследования коррозионных

свойств обработанных образцов из сплава Al+12%Si можно сделать следую-

щие основные выводы:

Для оценки реализации СГП, как критерий динамического массопе-

реноса целесообразно использовать отношение энергии, затрачиваемой на

выброс струи материала E

, к вводимой кинетической энергии сгустка по-

рошковых частиц E

. Отношение E

для ударников SiC со средним разме-

ром 66,5 мкм со сталью 40 равно ≈0,469, а для размеров ударников 55 мкм с

медью ≈0,545. Для ударников со средним размером 66,5 мкм при соударении

с алюминиевой преградой (или сплавами алюминия) E

≈0,470. Отношение

данных энергий для определенной фракции и материала ударника является

величиной примерно постоянной и не зависящей от материала преграды. Это

дополнительно подтверждает гипотезу о том, что в момент выброса струй их

материал находится в состоянии плотной плазмы.