ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ Том 26 № 1 2024 32 ТЕХНОЛОГИЯ дит длительное взаимодействие между лазером и металлическим порошком при низкой скорости сканирования и высокой мощности, и образовываются поры [23]. Кроме того, увеличение мощности лазера и снижение скорости сканирования повышает испарение расплавленных низкотемпературных материалов, что приводит к изменению пропорции элементов сплава, уменьшает стабильность получаемых треков сплавления и влияет на дисперсионное упрочнение [24]. В результате в конце дорожек лазерного сканирования возникают круглые поры, заполненные парами или газами [17], которые захватываются ванной расплава из-за неравновесного конвекционного потока, связанного со сверхвысокими затратами энергии. Для образцов, построенных при оптимальных режимах из порошковой композиции с размером порошка алюминия от 20 до 64 мкм, затраты энергии лазера были достаточными для достижения полного плавления металлического порошка, что выразилось в высокой консолидации с общим уровнем пористости менее 1 %. Во всех образцах отсутствовали трещины. Чтобы отразить совокупное влияние мощности лазера, скорости сканирования, шага сканирования и толщины слоя на плотность материала, рассчитан энерговклад EV, который определяется по следующей формуле [25]: EV = Р/Vhs, где P – мощность лазера (Вт); V – скорость сканирования (мм/с); s – шаг сканирования (мм); h – толщина слоя порошка (мм). Плотность энергии получения образцов из порошковой композиции на основе алюминия с частицами порошка размером 20–64 мкм с минимальной пористостью равна 200 Дж/мм3. Заключение Таким образом, систематически изучены условия получения порошковой композиции и режимов обработки для производства сплава AlSiMg и установлен оптимальный диапазон режима СЛП. Исследовано также влияние режима СЛП на пористость и микротвердость. Можно сделать следующие выводы. Из металлических порошков, не приспособленных к обработке методом селективного лазерного плавления, можно получить порошковую композицию с частицами околосферической формы, рекомендуемую для работы на установках СЛП. Порошки с размером частиц 20–64 мкм были соединены в весовой пропорции Al – 91 масс.%, Si – 8 масс.%, Mg – 1 масс.%, а затем подвержены перемешиванию в шаровой мельнице в течение одного часа в защитной среде аргона для предотвращения формирования оксидов и нежелательного влияния кислорода на структуру и фазовый состав получаемого порошка. Время механического легирования, равное 40 и 50 мин, недостаточно для получения околосферической формы. Анализ рентгеновской дифрактограммы порошковой композиции позволил выявить идентификацию фаз алюминия, кремния и магния. Установлен фазовый состав алюминия – 91 %, кремния – 8 % и магния – 1 %. РЭМ-изображения порошковой композиции после механического перемешивания в течение одного часа показали, что в порошке преобладают частицы околосферической формы и сателлиты неправильной формы с размером частиц от 1 до 170 мкм. Оптимальным режимом СЛП для формирования образца с минимальной пористостью 0,03 % из сплава AlSiMg является следующий: мощность лазера 90 Вт, скорость сканирования 225 мм/с, шаг сканирования 0,08 мм, толщина слоя порошка 0,025 мм, защитная среда – аргон, температура рабочего стола в начале цикла СЛП +25 °С. Плотность энергии равна 200 Дж/мм3. Относительная плотность материалов, производимых в таком диапазоне, превышает 99,7 %. Трещины отсутствуют. Микротвердость готовых образцов, находится в диапазоне от 1243 до 1291 МПа. Растровые электронные изображения и карты распределения элементов в образцах, полученных из порошков алюминия, магния и кремния, показали, что элементы распределены однородно по всей синтезируемой поверхности. Образцы, подвергнутые отжигу при температуре 400 °С в течение 5 ч, имели более плотную структуру, при этом микротвердость снизилась почти в два раза. Необходимо дополнительно изучить оптимальные условия термообработки. Исследования структурно-фазового состояния образца методом просвечивающей электронной микроскопии показали, что исследуемый образец имеет плотную зеренную структуру.
RkJQdWJsaXNoZXIy MTk0ODM1