Формування структури поверхневих шарів алюмінієвих сплавів під дією імпульсної лазерної обробки

Размещено на http://www.allbest.ru/

Київський національний університет імені Тараса Шевченка

УДК 539.2[669.017.16:669.17]:621.785.9:661.665

Спеціальність 01.04.13 - фізика металів

Автореферат

дисертації на здобуття наукового ступеня

кандидата фізико-математичних наук

Формування структури поверхневих шарів алюмінієвих сплавів під дією імпульсної лазерної обробки

Танцюра Інна Валеріївна

Київ 2009

Дисертацією є рукопис

Робота виконана в Державному вищому навчальному закладі "Запорізький національний університет"

Науковий керівник: доктор фізико-математичних наук, професор Гіржон Василь Васильович, Запорізький національний університет, завідувач кафедри фізики металів

Офіційні опоненти:

доктор фізико-математичних наук, професор Куницький Юрій Анатолійович, Технічний центр НАН України,

завідувач відділу фізики наноструктурних матеріалів доктор фізико-математичних наук, доцент Захаренко Микола Іванович, Київський національний університет імені Тараса Шевченка, доцент кафедри фізики металів

Захист дисертації відбудеться "14" грудня 2009 р. о 1430 годині на засіданні спеціалізованої вченої ради Д 26.001.23 при Київському національному університеті імені Тараса Шевченка за адресою: 01601, м. Київ, МСП, проспект акад. Глушкова, 2, корп. 1, фізичний факультет, ауд. 200.

З дисертацією можна ознайомитися в науковій бібліотеці Київського національного університету імені Тараса Шевченка за адресою: 01033, м. Київ-33, вул. Володимирська, 58.

Автореферат розісланий "09" листопада 2009р.

Вчений секретар спеціалізованої вченої ради Д 26.001.23 доктор фізико-математичних наук, професор Л.В. Поперенко

Анотації

Танцюра І.В. Формування структури поверхневих шарів алюмінієвих сплавів під дією імпульсної лазерної обробки. Рукопис.

Дисертація на здобуття наукового ступеня кандидата фізико-математичних наук за спеціальністю 01.04.13 - фізика металів. Київський національний університет імені Тараса Шевченка, Київ, 2009.

Дисертація присвячена встановленню закономірностей формування структури поверхневих шарів алюмінію технічної чистоти та сплавів системи Al-Si в умовах нерівноважної кристалізації, які досягалися при імпульсній лазерній обробці. дисперсний квазіевтектичний алюміній

Доведено, що в умовах надвисоких швидкостей охолодження розплаву при лазерній обробці в зоні оплавлення формується дисперсна квазіевтектична структура. Визначено хімічний склад квазіевтектик у сплавах системи Al-Si. Запропоновано механізми кристалізації квазіевтектичних колоній в зоні лазерної дії та встановлено зв'язок між вмістом кремнію в сплавах і формою росту квазіевтектичних колоній. На основі одержаних результатів розроблена модель, яка пояснює механізм підвищення мікротвердості в зоні лазерної дії при імпульсній лазерній обробці силумінів у режимах передоплавлення поверхні.

Отримані нові результати, які дають можливість за допомогою лазерного легування створювати надміцні покриття, що містять у собі квазікристалічну фазу. Досліджено вплив товщини, складу та розмірів часток суміші для легування на формування ікосаедричної ш-фази та фізико-механічні властивості зони лазерного легування.

Ключові слова: лазерна обробка, квазіевтектика, квазікристалічна фаза, нерівноважні умови кристалізації, гетерогенна кристалізація, лазерне легування, мікротвердість.

Танцюра И.В. Формирование структуры поверхностных слоев алюминиевых сплавов под действием импульсной лазерной обработки. - Рукопись.

Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук по специальности 01.04.13 физика металлов. Киевский национальный университет имени Тараса Шевченко, Киев, 2009.

Диссертация посвящена установлению закономерностей структуро-образования поверхностных слоёв алюминия технической чистоты и сплавов системы Al-Si в условиях неравновесной кристаллизации, которые достигаются при импульсной лазерной обработке. Впервые проведены комплексные исследования процессов фазообразования и структурных превращений в сплавах системы Al-Cu-Fe, полученных методом лазерного легирования.

Экспериментально установлено, что импульсная лазерная обработка Al-Si-сплавов приводит к формированию в зоне лазерного воздействия квазиэвтектических колоний, состав которых является отличным от такового при равновесных условиях. Доказано, что определяющую роль в формировании квазиэвтектики в сплавах доэвтектического состава оказывают дендриты алюминия, а заэвтектического первичные кристаллы кремния. Установлено, что импульсная лазерная обработка всех сплавов в режиме оплавления поверхности приводит к изменению параметра решетки алюминия в сторону его уменьшения, что свидетельствует об образовании пересыщенного твердого раствора кремния в алюминии.

Показано, что повторная лазерная обработка образцов в режиме оплавления поверхности за счет перекристаллизации вызывает существенную диспергизацию структуры зоны лазерного воздействия и, как следствие, значительное повышение микротвердости. Кроме того, в сплавах заэвтектического состава такой вид обработки приводит к более полному разрушению и более равномерному распределению дисперсных кристаллов кремния в зоне (максимальный размер не превышает 10 мкм).

На основе полученных экспериментальных данных установлено, что импульсная лазерная обработка в режиме предоплавления поверхности сплавов системы Al-Si приводит к контактному механизму плавления эвтектической составляющей в зоне лазерного воздействия. При этом вследствие высоких скоростей охлаждения (105 К/с) в зоне формируются два типа эвтектических колоний: исходного и образованного при лазерной обработке, что и обуславливает более высокие значения микротвердости в зоне лазерного воздействия в режиме предоплавления поверхности, чем в режиме оплавления поверхности. Разработана модель, которая объясняет аномальное повышение значений микротвердости при данном виде обработки.

Впервые с помощью метода лазерного легирования показана возможность формирования в поверхностных слоях алюминия многофазного сплава, содержащего в себе квазикристаллическую ш-фазу. Проанализировано влияние толщины, состава, размеров частиц в смеси для легирования, а также энергетических параметров лазерного излучения на структурно-фазовое состояние зоны лазерного легирования. Установлено, что кубическая -фаза формируется при всех режимах лазерного легирования в поверхностных слоях алюминия, что обусловлено ее широкой областью гомогенности и сравнительно простым структурным типом. Показано, что формирование в зоне лазерного легирования лишь ш- и -фаз обусловлено не только химическим составом полученного расплава, а и высокой скоростью закалки, которую обеспечивает алюминиевая подложка и импульсный характер лазерного излучения.

Ключевые слова: лазерная обработка, квазиэвтектика, квазикристаллическая фаза, неравновесные условия кристаллизации, гетерогенная кристаллизация, лазерное легирование, микротвердость.

Tantsiura I.V. Formation of structure of surface layers in aluminum alloys under pulse laser processing. - Manuscript.

Thesis for degree of candidate of physics and mathematics, speciality 01.04.13 - Physics of metals. - Taras Shevchenko National University of Kyiv, Kyiv, 2009.

The thesis is devoted to the establishment of regularities in the formation of structure of surface layers in technically pure aluminum and Al-Si alloys in conditions of non-equilibrium crystallization set under pulse laser processing.

It has been proved that fine quasi-eutectic structure is formed in the fusion zone under pulse laser processing in conditions of super high melt cooling rates. The chemical composition of quasi-eutectics in Al-Si alloys has been determined. The mechanisms of crystallization of quasi-eutectic colonies in the laser influence zone have been proposed and the relationship between silicon content in alloys and colonies' form of growth has been established. On the basis of obtained results, the model has been developed that explains the mechanism of microhardness increase in the laser influence zone under pulse laser processing of silumins in conditions of surface pre-fusion.

New results have been obtained that make it possible to create super strong coatings containing quasi-crystalline phase with use of laser alloying. The influence of thickness, composition and dimensions of alloy mixture particles upon the formation of icosahedral ш-phase and physical and mechanical properties in the laser alloying zone has been studied.

Key words: laser processing, quasi-eutectics, quasi-crystalline phase, non-equilibrium crystallization conditions, heterogeneous crystallization, laser alloying, microhardness.

Загальна характеристика роботи

Актуальність теми. Лазерну обробку (ЛО) можна віднести до унікального методу локальної теплової дії, що різко змінює структуру поверхневих шарів металевих сплавів. При цьому зростає їх мікротвердість, зносостійкість, корозійна стійкість тощо. До переваг саме цього методу термообробки, порівняно з іншими, можна віднести його локальність, відсутність додаткових середовищ охолодження, можливість застосування до готових виробів. Зміна енергетичних параметрів лазерного променя дозволяє контролювати процеси структуроутворення в поверхневих шарах сплавів, хоча короткочасність процесу ускладнює розуміння їх механізмів.

Отримані на сьогодні експериментальні дані з лазерної обробки алюмінієвих сплавів, зокрема сплавів системи Al-Si, свідчать про підвищення механічних характеристик об'єктів, проте не пояснюють вплив кінетичних факторів теплової дії на закономірності процесів структуроутворення в зоні лазерної дії (ЗЛД). Необхідно підкреслити, що в наявних експериментальних даних майже не розглядалися закономірності формування структури при лазерному опроміненні в режимі передоплавлення поверхні, яке дає можливість фінішної обробки готових виробів без використання подальших технологічних процесів. Не розкрито до кінця й питання про вплив вмісту кремнію на процеси фазоутворення в поверхневих шарах при лазерному оплавленні поверхні. Окрім того, в науковій літературі практично не зустрічаються відомості про можливість формування квазікристалічних структур у сплавах на основі алюмінію при їх локальному легуванні іншими елементами, наприклад міддю та залізом. Необхідно наголосити на тому, що отримані різними авторами дані з ЛО алюмінієвих сплавів не завжди є систематизованими й однозначними, що пов'язано з експериментальними труднощами, викликаними високою теплопровідністю та відбивною здатністю таких сплавів. У зв'язку з цим у дисертаційній роботі за об'єкт дослідження було обрано як модельний сплав (алюміній технічної чистоти А 8), так і сплави системи Al-Si, які широко використовуються в промисловості. Вибір сплавів цієї системи у широкому концентраційному інтервалі (за вмістом кремнію) та ступенем легованості дозволив прослідкувати за впливом на процеси структуроутворення в ЗЛД як основного елементу (кремнію), так і додаткових легуючих елементів.

Зв'язок роботи з науковими програмами, планами, темами. Дисертаційну роботу виконано в межах держбюджетної НДР Міністерства освіти і науки України в рамках пріоритетного напрямку розвитку науки і техніки № 6 "Нові речовини та матеріали" (тема № 1/07, "Формування нано- та мікрокристалічних структур при лазерній обробці сплавів на (Fe, Co, Al) - основі ", № держреєстрації 0106U012639).

Мета та завдання дослідження. Основна мета роботи встановлення закономірностей формування структури поверхневих шарів сплавів системи

Al-Si в умовах нерівноважної кристалізації, що досягаються при імпульсній лазерній обробці як у режимі оплавлення, так і при опроміненні в режимі передоплавлення поверхні, а також дослідження впливу складу легуючої речовини при лазерному легуванні на структурно-фазовий стан і механічні властивості алюмінію технічної чистоти.

Реалізація мети роботи передбачає вирішення таких завдань:

1. Дослідження впливу вмісту кремнію на процеси структуроутворення в поверхневих шарах алюмінієвих сплавів системи Al-Si після імпульсної лазерної обробки (ІЛО).

2. Встановлення механізмів формування квазіевтектичних колоній в Al-Si-сплавах в умовах нерівноважної кристалізації.

3. Аналіз впливу вихідної структури сплаву (морфології евтектики, розмірів інтерметалевих сполук та фазового складу) на розподіл та значення мікротвердості в приповерхневих шарах алюмінієвих сплавів після ІЛО.

4. Дослідження процесів формування квазікристалічної структури в поверхневих шарах алюмінію при лазерному легуванні порошками міді та заліза.

5. Розробка розрахункових алгоритмів структуроутворення в ЗЛД в режимі передоплавлення поверхні, що пояснюють процеси формування квазіевтектичних колоній в нерівноважних умовах теплової дії.

Об'єкт дослідження. Структурнофазовий стан і механічні властивості поверхневих шарів сплавів систем Al-Si та Al-Cu-Fe.

Предмет дослідження. Формування квазіевтектичної структури в поверхневих шарах Al-Si-сплавів в умовах нерівноважної кристалізації при лазерному оплавленні поверхні; закономірності утворення квазікристалічної фази в зоні лазерного легування алюмінію порошками міді та заліза.

Методи дослідження: рентгенівський фазовий, металографічний, рентгеноспектральний, дюрометричний аналізи, растрова електронна мікроскопія.

Наукова новизна одержаних результатів:

· запропоновано механізм формування структури в ЗЛД при ІЛО в режимі оплавлення поверхні алюмінієвих сплавів та показана можливість формування двох типів квазіевтектичних колоній;

· встановлено, що залежно від складу сплаву системи Al-Si форма росту квазіевтектичних колоній в ЗЛД визначається морфологією первинних кристалів алюмінію в доевтектичному сплаві та первинних кристалів кремнію в заевтектичному;

· вперше методом лазерного легування алюмінію технічної чистоти залізом і міддю в поверхневих шарах отримано квазікристалічну фазу Al62Cu26Fe12;

· розроблено модель структуроутворення в ЗЛД алюмінієвих сплавів при ЛО в режимі передоплавлення поверхні, яка забезпечує кореляцію розрахункових і експериментальних даних щодо розміру структурних складових.

Практичне значення одержаних результатів.

1. Результати можуть бути використані при розробці теорії нерівноважної кристалізації сплавів на основі алюмінію.

2. Розроблена нова методика отримання термодинамічно стабільної квазікристалічної фази в поверхневих шарах алюмінієвого сплаву шляхом лазерного легування при введені в ЗЛЛ міді та заліза може застосовуватися при створенні зносостійких покриттів готових виробів.

3. Результати основних розділів роботи можуть бути використані в навчальному процесі при підготовці магістрів за напрямком "Фізика" при викладанні курсу "Новітні матеріали та технології".

Особистий внесок здобувача. У дисертаційній роботі узагальнено результати досліджень, які були виконані автором на кафедрі фізики металів Запорізького національного університету. Основні результати, висновки, постановка завдань і визначення методів їх реалізації одержані здобувачем у співробітництві з науковим керівником. Усі роботи з підготовки зразків для досліджень, лазерна обробка, проведення комплексу експериментальних досліджень здійснені автором особисто. У статтях за темою дисертації [1-7] здобувач особисто готував об'єкти для досліджень, проводив лазерну обробку, виконував вимірювання та розрахунки, брав участь в обробці експериментальних та розрахункових даних, а також у підготовці їх до друку. У роботі [7] дослідження зносостійкості дослідних зразків здійснювалися разом з д.т.н. І.П. Волчком та здобувачем Н.В. Широкобоковою.

Апробація результатів дисертації. Результати дисертаційної роботи доповідалися й обговорювалися на таких наукових форумах: Міжнародна наукова конференція студентів і молодих науковців з теоретичної та експериментальної фізики ЕВРИКА-2004 (Україна, Львів, 2004); науково-практичний симпозіум "Функціональні покриття для підвищення якості поверхонь виробів машинобудівництва" в рамках конференції ОТТОМ-6 (Україна, Харків, 2005); Міжнародна наукова конференція студентів і молодих науковців з теоретичної та експериментальної фізики ЕВРИКА-2005 (Україна, Львів, 2005); науково-практичний симпозіум "Функціональні покриття для підвищення якості поверхонь виробів машинобудівництва" в межах конференції ОТТОМ-7 (Україна, Харків, 2006); International meeting on clusters and nanostructured materials CNM'2007 (Україна, Ужгород, 2007),

67 Міжнародна науково-практична конференція "Проблеми та перспективи розвитку залізничного транспорту" (Україна, Дніпропетровськ, 2007), International Conference on Aluminium Alloys ICAA-11 (Німеччина, Аахен, 2008), Міжнародна конференція "Сучасні проблеми фізики металів" (Україна, Київ, 2008).

Публікації. За темою дисертаційної роботи було опубліковано 11 робіт, у тому числі 6 статей у провідних вітчизняних і міжнародних наукових журналах, один патент України, 4 тези доповідей у збірниках наукових конференцій.

Обсяг та структура роботи. Дисертаційна робота складається зі вступу, 5 розділів, загальних висновків і переліку посилань на першоджерела із 187 найменувань (на 19 сторінках). Повний обсяг роботи становить 156 сторінок, у тому числі 59 рисунків, 7 таблиць.

Основний зміст роботи

У вступі обґрунтовано актуальність обраної теми, сформульовано мету та завдання дослідження, зазначено наукову новизну й практичну цінність отриманих результатів, виділено особистий внесок здобувача, наведено інформацію про апробацію результатів дослідження та публікації за темою дисертації.

У першому розділі розглянуто сучасний стан проблеми, проаналізовано закономірності формування структури сплавів у рівноважних і нерівноважних умовах кристалізації, зокрема висвітлено класифікації евтектик у сплавах системи Al-Si. Значну увагу приділено структурно-фазовим перетворенням у бінарних та багатокомпонентних сплавах вказаної вище системи. Детально розкрито вплив морфології евтектики й інтерметалевих фаз на фізико-механічні властивості сплавів. Наведено основні методи хіміко-термічного впливу на структуру сплавів, що приводять до підвищення їх механічних властивостей.

Відзначено, що не всі алюмінієві сплави зміцнюються за допомогою традиційних методів, а поліпшення механічних властивостей за рахунок підвищення швидкості кристалізації гартуванням з рідкого стану обмежується неможливістю застосування такого методу до готових виробів. Тому в роботі проведено аналіз літературних джерел з питань поверхневої обробки металів і сплавів за допомогою лазерного випромінювання.

Аналіз наведених у літературному огляді даних показав, що трактування впливу термічної дії на процеси структуроутворення в умовах надшвидкого нагріву та охолодження при ЛО сплавів системи Al-Si не завжди є однозначними і далеко не всі аспекти на сьогодні розглянуті. Зокрема, у подальшому необхідним є висвітлення таких питань: закономірності процесів структуроутворення в поверхневих шарах сплавів системи Al-Si при лазерній обробці в режимах передоплавлення поверхні; можливості формування квазікристалічної структури в приповерхневих шарах алюмінієвих сплавів при їх лазерному легуванні порошками міді та заліза; встановлення впливу легуючих елементів на процеси структуроутворення в ЗЛД в умовах нерівноважної кристалізації; розробка механізмів подрібнення кристалів первинного кремнію в заевтектичних сплавах при лазерному оплавленні поверхні.

Другий розділ містить обґрунтування вибору матеріалів та експериментальних методів дослідження. Для створення зміцненого поверхневого шару досліджені сплави на основі алюмінію були оброблені за допомогою імпульсного лазера КВАНТ-12 за трьома режимами: 1) режим передоплавлення поверхні, при якому шорсткість поверхні залишалася практично незмінною порівняно з вихідним станом; 2) режим оплавлення поверхні, при якому відбувається плавлення сплаву без випаровування елементів з поверхні та формування максимально можливого за глибиною оплавленого шару; 3) режим легування методом обмазки поверхні. Для кращого поглинання лазерного випромінювання застосовували покриття у вигляді тонкого шару графіту. Шорсткість поверхонь зразків до та після лазерної обробки вимірювали на профілографі-профілометрі типу ІА щуповим методом.

Зразки для досліджень виготовляли зі сплавів системи Al-Si з урахуванням впливу різних чинників (легуючих компонентів, вмісту кремнію, модифікатора) на процеси структуроутворення в поверхневих шарах після ЛО.

Як легуючу речовину використовували суміш порошків заліза та міді в різному атомарному співвідношенні. Фракцію порошку для легування, який було отримано методом газотермічного розпилення, оцінювали методом ситового аналізу.

Основними методами досліджень були: рентгенівський фазовий (ДРОН-3, Сu-К-випромінювання), рентгеноспектральний (МS/46), металографічний (МИМ-8, Epiquant, Axio Imager A1m/M1m), дюрометричний (ПМТ-3М) аналізи та растрова електронна мікроскопія (JSM 6360LA), які давали змогу вивчити особливості формування структури та властивостей сплавів.

У третьому розділі наведено експериментальні результати досліджень процесів фазоутворень, що відбуваються в сплавах системи Al-Si в умовах нерівноважної кристалізації, яка досягається за допомогою імпульсної лазерної обробки.

Для отримання загального уявлення про процеси структуроутворення в поверхневих шарах на першому етапі виконували ІЛО зразків технічно чистого алюмінію.

Аналіз мікроструктур зразків, оброблених за режимом оплавлення поверхні, показав формування в ЗЛД двошарової структури: зони гартування з рідкого стану (ЗГРС) та зони термічного впливу (ЗТВ).

Рентгенографічно встановлено, що обробка зразків з різною густиною потужності лазерного випромінювання не викликала фазових змін у їх поверхневих шарах, хоча було зафіксовано перерозподіл інтенсивностей дифракційних максимумів від ґратки алюмінію та їх фізичне розширення. Перерозподіл інтенсивностей максимумів свідчив про значну текстурованість досліджених ділянок внаслідок появи високих градієнтів температур. Аналіз же фізичного розширення дифракційних максимумів, здійснений із застосуванням методу апроксимації, дозволив встановити, що суттєве розширення зумовили зростаючі після ІЛО мікронапруження. При цьому їх величина при обробці в режимі передоплавлення сягала 35кПа, а в режимі оплавлення 30 кПа. Тому підвищення мікротвердості поверхневих шарів технічно чистого алюмінію після ІЛО можна пов'язати зі зростанням дефектності структури за рахунок гартівних напружень, які виникають при надвисоких швидкостях нагріву та охолодження зразків.

ІЛО Al-Si-сплавів у режимі оплавлення також була причиною до формування характерних підзон (ЗГРС та ЗТВ) в ЗЛД. При цьому розмір структурних складових і геометричні розміри підзон значною мірою визначалися густиною потужності випромінювання й кількістю кремнію в сплаві. За допомогою рентгеноспектрального мікроаналізу виявлено, що диспергізація структурних складових приводила до рівномірного розподілу основних елементів (алюмінію та кремнію) за глибиною ЗЛД.

Металографічні дослідження структури поверхневих шарів показали, що особливістю їх структуроутворення є формування евтектичних колоній при нерівноважній кристалізації, які, згідно з термінологією, прийнятою проф. І.С. Мірошниченком, назвали квазіевтектичними. Взагалі, сплави системи Al-Si відносяться до евтектичного типу. Це означає, що в них, за умови перевищення лінійною швидкістю росту евтектики при кристалізації, швидкості росту первинних фаз (у доевтектичному сплаві - дендритів алюмінію в заевтектичному сплаві - первинних кристалів кремнію), можуть існувати області квазіевтектик.

Для дослідження процесу утворення квазіевтектичних колоній після ІЛО проводили пошаровий металографічний аналіз ЗЛД. Було встановлено, що в модифікованих сплавах доевтектичного та евтектичного складу вирішальна роль у формуванні квазіевтектичних колоній належала базовим дендритам алюмінію.

В момент опромінення зразків їх поверхневі шари, окрім теплового впливу, зазнавали ще й дії сил тиску електромагнітного випромінювання, що супроводжувалося виникненням імпульсу віддачі. Це призводило до існування у ванні розплаву турбулентних потоків, викликаючи структурну неоднорідність ЗЛД.

В результаті надвисоких швидкостей охолодження в ЗГРС в ділянках, збагачених алюмінієм, формувалися нерозвинені дендрити алюмінію, ріст яких був перпендикулярним до осей базових дендритів навіть у випадку перетину їх гілок. При цьому в дендритах алюмінію, утворених при ІЛО, пригнічувався ріст осей другого порядку. В результаті такої кристалізації кремнієва складова відтіснялася в міждендритний простір, що викликало формування регулярної квазіевтектичної структури.

З метою встановлення ролі вмісту кремнію в Al-Si-сплавах на формування квазіевтектичних колоній були досліджені заевтектичні силуміни.

Методом растрової електронної мікроскопії та металографічного аналізу в ЗЛД фіксувалися два типи кристалів кремнію: крупних первинних і дисперсних, утворених після ІЛО. У зв'язку з короткочасністю дії імпульсу в ЗЛД не досягалися такі температурні умови, за яких повністю б розплавлялися крупні первинні кристали кремнію. Тому незруйновані їх елементи розміщувалися переважно в нижній частині ЗЛД. Наявність же дисперсних кристалів кремнію в приповерхневих шарах ЗЛД може бути пов'язана, по-перше, з повним руйнуванням тих кристалів, які знаходилися в центральній частині зони, оскільки вона розігрівалася до більш високих температур, ніж периферія; по-друге, з кристалізацією нових кристалів кремнію з рідкого стану. Утворені дисперсні кристали кремнію є локальними центрами відводу тепла, а значить, вони могли служити центрами зародження евтектичних колоній. При цьому напрямок росту відгалужень евтектичних колоній збігався з головними кристалографічними напрямками в кубі

Таким чином, можна стверджувати, що поблизу кристалів кремнію утворювалися евтектичні колонії кубічного габітусу, виникнення яких пов'язане з наслідуванням евтектикою Al-Si форми базового кристалу кремнію.

Мікрорентгеноспектральний аналіз дозволив встановити вміст кремнію у сформованих внаслідок нерівноважних умов кристалізації евтектичних колоніях. У доевтектичному сплаві його вміст відповідав 9 мас.%, у евтектичному модифікованому й немодифікованому 15 мас.% та 13 мас.% відповідно, а в заевтектичному 19 мас.%. Отримані дані відрізняються від рівноважного вмісту кремнію (12,5 мас.%) в евтектиці, що узгоджується з відомими експериментами з отримання квазіевтектик методом гартування з рідкого стану.

Рентгенівський фазовий аналіз усіх сплавів, оброблених у режимі оплавлення поверхні, виявив наявність двох фаз: твердого розчину на основі алюмінію (-Al фаза) та твердого розчину на основі кремнію (-Si фаза). Прецизійне вимірювання параметра ґратки -Al фази продемонструвало її зменшення (табл. 1), що може бути зумовлене лише розчиненням у ГЦК ґратці алюмінію атомів кремнію, який раніше знаходився в евтектиці.

Таблиця 1

Значення параметрів ґратки -Al фази

Сплав	Вихідний стан, нм	Після ІЛО, нм
АК 9	0,4051	0,4042
АК 12	0,4051	0,4042
АЛ 25	0,4051	0,4035
АЛ 26	0,4048	0,4039

Аналіз профілю дифракційних максимумів показав, що основну роль у підвищенні значень мікротвердості всіх Al-Si-сплавів при ІЛО в режимі оплавлення поверхні відіграла диспергізація структурних складових у ЗГРС.

Відповідно до даних металографічного аналізу, структура ЗЛД у всіх сплавів, оброблених у режимі передоплавлення, була подібною до структури нижньої частини ЗТВ, яка формувалася після ЛО в режимі оплавлення поверхні. Внаслідок високих швидкостей нагріву й охолодження розплаву в міждендритному просторі відбувалося утворення евтектичних колоній, збагачених кремнієм та легуючими елементами, що входили до складу сплаву. Напрямок росту цих колоній був перпендикулярним до поверхні дендритів алюмінію, які нібито оточувалися квазіевтектичними колоніями

Формування описаної структури можна пояснити тим, що надвисокі швидкості охолодження, які виникали при ЛО, а також висока теплопровідність алюмінію не дозволили досягти температур, які б привели до руйнування дендритів алюмінію. За даними метало-графічного аналізу, ці дендрити залишалися незруйнованими (як і в матриці) і лише оточувалися колоніями, що мали стовпчасту будову. Згідно з діаграмою стану системи Al-Si температура плавлення евтектики складає 830 К, а температура плавлення алюмінію 933 К. Тоді можна припустити, що як структура ЗТВ (режим оплавлення), так і вся структура ЗЛД (режим передоплавлення) формувалися в температурному інтервалі від 830 К (початку плавлення евтектики) до 933 К (температури плавлення дендритів алюмінію).

ЛО в режимі передоплавлення поверхні внаслідок високої теплопровідності сплавів і низької температури плавлення евтектичної складової зумовлювала утворення на межі двох фаз (алюмінію та кремнію) рідини евтектичного складу. Оскільки дендрити алюмінію в ЗЛД залишалися у твердому стані, то відбувалася гетерогенна кристалізація на поверхні дендритів алюмінію, одержаних при литті. Високі швидкості охолодження привели до кристалізації утвореного розчину евтектичного складу в міждендритному просторі з напрямом росту колоній у бік максимального відводу тепла (перпендикулярно до поверхні дендритів алюмінію). Внаслідок цього в ЗЛД формувалася "змішана" евтектична структура, яка складалася з вихідної евтектики й евтектики, утвореної при ІЛО. Моделювання структури ЗЛД в режимі передоплавлення на прикладі сплаву АК 12 розглянуте в розділі 5.

Четвертий розділ містить результати дослідження процесів структуроутворення в поверхневих шарах алюмінію технічної чистоти після лазерного легування (ЛЛ) порошками міді та заліза.

Відомо, що механічні властивості поверхневих шарів сплавів, отриманих в результаті ЛЛ, залежать не лише від способу впливу на їх структуру, але й від властивостей самих елементів, що входять до складу легуючої речовини. До таких сплавів можна віднести квазікристалічні, які характеризуються високою твердістю в поєднанні з низьким коефіцієнтом тертя, що дає можливість застосування їх у вузлах механізмів з високими вимогами до зносостійкості.

Згідно з літературними даними, в системі Al-Cu-Fe ікосаедрична квазікристалічна ш-фаза має вузьку область гомогенності і, залежно від температури, варіюється в межах 65...70 ат.% Al, 17...25 ат.%, Сu, 8...13 Fe ат.%. Тому на першому етапі дослідження кількість порошку міді та заліза з максимальним розміром порошинок 25 мкм вибирали таким чином, щоб їх атомарне співвідношення було близьким до 2:1. Варіювання товщиною суміші для легування на поверхні зразків дало змогу встановити закономірності формування ш-фази в поверхневих шарах алюмінію та визначити оптимальну товщину легованого шару з максимальними значеннями мікротвердості.

Згідно з даними рентгенівського фазового аналізу при ЛЛ з товщиною нанесеного шару легуючих елементів 25 мкм у зоні лазерного легування (ЗЛЛ) формувалися дві фази: -фаза (твердий розчин легуючих елементів у ГЦК-ґратці алюмінію) та незначна кількість кубічної -фази (структурний тип CsCl), яка мала широку область гомогенності. Значення мікротвердості (H) при цьому в ЗЛЛ зросло в півтора-два рази, порівняно з вихідним ( 100 МПа) її значенням. Аналіз структури та значень H за глибиною ЗЛЛ дозволив установити нерівномірний характер розподілу -фази й нерозплавлених часток легуючої речовини, що вплинуло на значення мікротвердості. При збільшенні товщини легуючої речовини до 40 та 60 мкм окрім - та -фаз виникала ще й ікосаедрична ш-фаза. Наявність надтвердої ш-фази в ЗЛЛ викликала різке зростання значень мікротвердості в приповерхневих шарах. Подальше підвищення товщини суміші для легування характеризувалося суттєвим зростанням інтенсивностей дифракційних максимумів від ґратки ш-фази та виявленим металографічно формуванням більш однорідної структури в ЗЛЛ. При цьому максимальні значення мікротвердості в ЗЛЛ були приблизно в 50 разів вищими, ніж для алюмінієвої матриці. Лазерне легування з максимально можливою для цього типу лазера товщиною легуючої речовини (180 мкм) зумовило зростання мікротвердості в поверхневих шарах лише у два-три рази, порівняно з матрицею. На рентгенограмах при цьому фіксувалися тільки відбитки від ґраток - та -фаз; відбиття ж від ґратки квазікристалічної фази не виявилися. Це вказувало на те, що при такій обробці алюмінієва матриця не встигала розплавитися в достатній мірі й хімічний склад ЗЛЛ не відповідав області існування ікосаедричної ш-фази.

Аналіз даних дифракційного аналізу та вимірювань мікротвердості зразків, що вміщували ш-фазу, вказував на чітку кореляцію між кількістю квазікристалічної фази в приповерхневих шарах та значеннями мікротвердості: зі зростанням інтенсивностей відповідних дифракційних максимумів (а отже, і кількості ш-фази) зростала й мікротвердість легованого шару.

Необхідно зазначити, що в поверхневих шарах тих зразків, де рентгенографічно фіксувалася наявність квазікристалічної фази, подекуди спостерігалися поодинокі тріщини, що зумовлено, очевидно, суттєвою різницею в значеннях термічних коефіцієнтів розширення ш-фази та інших кристалічних фаз.

Рентгеноспектральний аналіз приповерхневих шарів ЗЛЛ показав, що відношення концентрацій міді до заліза в голкоподібних включеннях складало приблизно 1,5, у той час, як у ділянках між голками це відношення досягало 1,8. Враховуючи те, що співвідношення між концентраціями міді та заліза в ш-фазі (Al65Cu23Fe12) є близьким до 2, та виходячи з даних рентгенівського фазового аналізу, можна стверджувати, що голкоподібні включення являли собою -фазу, а матриця, в якій знаходяться ці включення, складалася з дисперсних часток ш- та -фаз, які оптично розрізнити однозначно не було можливим.

Одержані результати знаходять пояснення, якщо припустити ступеневий характер плавлення легуючих компонентів та алюмінієвої підкладинки. Так, на першому етапі імпульсного лазерного нагріву відбувається розплавлення міді як більш легкоплавкого компоненту порівняно із залізом. Утворений розплав, взаємодіючи з підкладинкою, насичується алюмінієм. При цьому густина розплаву знижується і стає меншою від густини порошинок заліза. В результаті цього утворюється мідно-алюмінієвий розплав із зануреними в нього порошинками заліза, які на цьому етапі нагріву розподіляться доволі рівномірно за глибиною ванни розплаву. В подальшому частки заліза рухаються вниз, до дна зони оплавлення, з одночасним їх розчиненням у розплаві. Завдяки цьому нижня частина ванни розплаву збагачується залізом. Приблизна оцінка переміщення часток заліза в розплаві, зумовлена їх більшою густиною, за час дії імпульсу (4 мс) дала величину, близьку до 40 мкм, тобто була співвимірною з глибиною ЗЛЛ.

Аналіз розподілу компонентів за глибиною ЗЛЛ при товщині легуючої речовини 60 мкм показав, що сумарне відношення концентрацій міді й заліза виявилося меншим, ніж 2:1, тобто явно спостерігалася недостача міді в зоні легування. Це може бути зумовлено неоднаковим темпом видалення мідних та залізних часток порошку з поверхневого шару легуючої суміші під час ЛЛ. Така вибірковість видалення легуючих елементів, імовірно, пов'язана з високою теплопровідністю міді, що призводило до більш раннього початку процесу вигорання клейової обмазки біля частинок міді при лазерному нагріванні. Збільшення легуючої суміші на поверхні зразків призводило до того, що спочатку встигав сформуватися залізо-мідний розплав, який у подальшому взаємодіяв з алюмінієвою підкладинкою. Описаний механізм і забезпечував, на нашу думку, більш рівномірний розподіл міді та заліза в ЗЛЛ.

Для підвищення товщини легованого шару, який вміщував би в собі ш-фазу, виконували двократне ЛЛ з оптимальною товщиною суміші для легування (100 мкм). Рентгенографічно встановлено, що такий вид обробки забезпечував формування -, ш- - та незначної кількості Al2Cu-фаз. Незважаючи на те, що за даними рентгенівського фазового аналізу кількість дифракційних максимумів від ш-фази зросла, (а це могло свідчити про її збільшення в легованому шарі), максимальне значення мікротвердості, яке досягалося в ЗЛЛ, складало всього 910 МПа. Причиною зниження мікротвердості в поверхневих шарах може бути нерівномірний розподіл твердих дисперсних ш-, -, Al2Cu фази в "м'якій" алюмінієвій матриці, що і викликає зниження середнього значення мікротвердості в ЗЛЛ.

У подальшому було досліджено вплив співвідношення між кількістю легуючих елементів на можливість утворення квазікристалічної ш-фази. Враховуючи обмежену концентраційну область існування квазікристалічної фази, були обрані такі співвідношення між кількістю заліза та міді (за атомними масами): 1:1; 1:2,5; 1:3. Дані рентгенівського фазового аналізу показали, що ЛЛ при відношенні 1:1 кількості міді до заліза в суміші для легування не вело до формування квазікристалічної фази. При цьому фіксувалися лише відображення від ґратки - та незначної кількості кубічної -фази. Утворення такої структури практично не відбилося на значеннях мікротвердості в ЗЛЛ.

ЛЛ легуючою сумішшю, у якій відношення кількості міді до заліза становило 2,5:1, формувало в ЗЛЛ, окрім - фази, ще й невелику кількість ш- та Al2Cu фаз. При ЛЛ з відношенням кількості заліза до міді в обмазці, як 1:3, у ЗЛЛ формувалася -фаза та незначна кількість фази Al2Cu, тобто при цьому в приповерхневих шарах не досягалися температурно-концентраційні умови, які б сприяли формуванню ш- та -фаз.

В роботі показано, що, окрім співвідношення між кількістю легуючих елементів, значний вплив на процеси формування ікосаедричної ш-фази мав розмір часток порошку в суміші для легування. Так, підвищення фракції порошку до 50 мкм (при атомарному співвідношенні між кількістю міді і заліза, як 2:1) при близькій до оптимальної товщині легуючої речовини (100 мкм), не приводило до утворення ш-фази в ЗЛЛ. Це викликано, очевидно, недостатньою потужністю випромінювання, здатною акумулювати таку кількість теплоти, яка є необхідною для утворення повністю рідкої "ванни" на поверхні зразку.

Отже, можна стверджувати, що запропонований уперше метод отримання квазікристалічної фази в поверхневих шарах алюмінію методом імпульсного лазерного легування міддю та залізом приводить до багаторазового зростання мікротвердості в ЗЛЛ, значення якої суттєво залежать як від товщини легованого шару, так і від енергетичних, просторових та часових параметрів лазерного випромінювання.

У п'ятому розділі подається моделювання евтектичної структури, яка формувалася в сплавах системи Al-Si при лазерній обробці в режимі передоплавлення поверхні. Виходячи з отриманих у третьому розділі експериментальних даних, було встановлено, що при ІЛО в режимі передоплавлення поверхні, коли не формувалася ЗГРС, у ЗЛД фіксувалися більш високі значення мікротвердості, ніж при ІЛО в режимі оплавлення поверхні, що є не зовсім зрозумілим. В сплавах системи Al-Si у твердому стані не спостерігаються поліморфні перетворення. Результати рентгенівського фазового аналізу також свідчили, що ІЛО при такому режимі обробки не вела до зміни фазового складу, тому пояснити аномальне зростання мікротвердості можна лише з точки зору особливостей процесів структуроутворення.

За даними металографічного аналізу в ЗЛД базові дендрити алюмінію оточувалися дрібними кристалами, розміри яких не перевищували 1 мкм. Формування цих кристалів, на нашу думку, може бути зумовлено явищем контактного плавлення, яке пов'язане з формуванням рідини на межі двох твердих фаз у евтектиці (кристалів кремнію та алюмінію). Відомо, що провідною фазою при рівноважних умовах кристалізації в сплавах системи Al-Si є кремній. Але надвисокі швидкості охолодження розплаву можуть призводити до зміни домінуючої фази під час кристалізації. Тоді високонерівноважні умови кристалізації та наявність крупних дендритів алюмінію можуть спричиняти виключно гетерогенне зародження кристалів алюмінію на базовому дендриті алюмінію з рідини, яка утворилася внаслідок явища контактного плавлення. Суттєву ймовірність запропонованого механізму забезпечують високі ( 105 К/с) швидкості теплової дії, більш низька температура плавлення алюмінію, порівняно з кремнієм, та наявність досить розмірних первинних кристалів алюмінію. Необхідно зазначити, що форма кристалів кремнію в ЗЛД при цьому залишалася практично незмінною, що також вказувало на правильність обраної інтерпретації.

Таким чином, узявши за робочу гіпотезу явище контактного плавлення та оцінивши температуру в місці зародкоутворення кристалів алюмінію, можна оцінити розміри знов утворених на базових дендритах алюмінію, як на підкладинці, дрібних кристалів. Тоді за умови відповідності теоретично розрахованих розмірів кристалів алюмінію експериментально отриманим можна говорити про коректність вибору запропонованої моделі.

За модельний сплав було обрано двокомпонентний силумін АК 12, до складу якого не входили домішки легуючих елементів, які могли б ускладнити процес моделювання. При цьому вважалося, що рідина, яка утворилася в результаті контактного плавлення, складалася лише з атомів алюмінію, оскільки температура плавлення його є значно нижчою від температури плавлення кремнію. За механізм зародкотворення було вибрано виключно гетерогенний.

Для спрощення аналітичних розрахунків температурного поля була обрана ділянка ЗЛД на осі променя, що дозволило розв'язувати аналітично одновимірну задачу теплопровідності. При розв'язку не враховували просторовий розподіл густини потужності, а лише оцінювали часовий фактор її розподілу.

Згідно з даними металографічного аналізу, максимальна глибина, на якій формувалися кристали алюмінію в режимі передоплавлення поверхні, складала 60 мкм. У зв'язку з цим була обчислена зміна температури з часом у сплаві на зазначеній глибині

Такий розподіл температури на осі лазерного променя дав можливість оцінити максимальну температуру, яка досягалася на заданій глибині, та визначити переохолодження розплаву як різницю температур між рівноважною та нерівноважною температурами кристалізації алюмінію, тобто

.

Наступним кроком було визначення кількості зародків, що могли сформуватися на дендриті алюмінію як на підкладинці. Для цього було використано відому формулу для знаходження частоти гетерогенного зародкотворення:

, (1)

де - коефіцієнт дифузії атомів крізь поверхню поділу зародок-рідина; міжатомна відстань; питома теплота плавлення; R - універсальна газова стала; - переохолодження; поверхневий натяг на межі поділу кристал-розплав; густина твердої фази; зміна вільної енергії.

Для спрощення розрахунків при оцінці розмірів кристалів алюмінію їх форму вважали кубічною, а швидкість росту нормальною. В класичній же теорії твердіння за форму зародка беруть сферу. Тому подальші розрахунки виконували для двох типів зародків.

При визначенні з формули (1) необхідно знати значення контактного кута або кута змочування, який утворюється між зародком та підкладинкою. У науковій літературі експериментальних та розрахункових даних для знаходження контактного кута для різних матеріалів дуже мало. У зв'язку з цим кут обирали з таких міркувань. Якщо в рідкому стані в наявності є тверді включення, а їх ґратки мають розмірну та структурну відповідність з металом, який кристалізується, то кут при гетерогенному зародженні буде прямувати до нуля. Але рідина (розплав алюмінію) могла вміщувати деяку кількість кремнію. У цьому випадку кут вже не можна було вважати нескінченно малим. В літературі існують експериментальні дані про знаходження величини контактних кутів, але тільки для чистих різнорідних компонентів. Так, величина кута для зародка алюмінію на підкладинці кремнію при переохолодженні 75 К дорівнює 56°. Це вказує на те, що значення величини кута є максимально можливим для гетерогенної кристалізації в системах AlSi. Тому кут при розрахунках буде обмеженим зверху величиною 56°. Оскільки розчинність алюмінію в кремнії не є необмеженою, то можна припустити, що значення можуть знаходитися в межах 20°-30°.

За математичними підрахунками, кількість зародків сферичної форми (), які формуються при гетерогенній кристалізацій на алюмінієвій підкладинці в одиниці об'єму за одиницю часу, з точки зору здорового глузду буде при , оскільки зміна значення на призводить до зміни величини на декілька порядків. У випадку ж зародка кубічної форми сприйнятливим значенням числа зародків виявилася величина при , що є зрозумілим, бо при апроксимації зародка ділянкою сфери (сегментом) значення завжди будуть перевищувати значення при апроксимації зародків кубом.

Отже, вважаючи, що переохолодження на глибині 60 мкм в ЗЛД складає 77 К, а швидкість росту кристалів , розрахунки розмірів нових кристалів за формулою

(де час кристалізації) показали, що у випадку формування зародків прямокутної форми при розміри кристалів алюмінію будуть складати 0,1 мкм; а у випадку ж формування зародків сферичної форми при розміри кристалів алюмінію будуть 0,5 мкм, що досить точно збігається з експериментальними значеннями величини кристалів, отриманих з металографічних даних (d 0,4 0,7 мкм).

Таким чином, підводячи підсумок, можна стверджувати, що при ІЛО в режимі передоплавлення поверхні в ЗЛД на межі двох евтектичних фаз формується рідина, яка складається переважно з атомів алюмінію. Нерозплавлені первинні дендрити алюмінію в ЗЛД виступають підкладинкою для кристалізації нових кристалів алюмінію, знижуючи тим самим енергетичний бар'єр появи зародків. Як результат, у ЗЛД формується гетерогенна структура, яка складається з дендритів алюмінію, кристалів алюмінію, що виникали при ІЛО, незруйнованих кристалів кремнію та квазіевтектичних колоній, збагачених кремнієм. Формування такої структури в ЗЛД при ЛО в режимі передоплавлення і викликало підвищення мікротвердості до більш високих значень, ніж при ЛО в режимі оплавлення поверхні.

Загальні висновки

Встановлено, що в процесі імпульсної лазерної обробки заевтектичного силуміну відбувається значне подрібнення первинних кристалів кремнію. При цьому кристали кремнію, сформовані внаслідок лазерної обробки, виступають центрами кристалізації для евтектичних колоній, напрям росту яких співпадає з головними кристалографічними напрямами в кубі, що свідчить про формування евтектичних колоній кубічного габітусу.

Доведено, що лазерне оплавлення доевтектичних силумінів призводить до формування квазіевтектичних колоній, збагачених алюмінієм. Виявлено, що вирішальну роль в їх формуванні відіграють базові дендрити алюмінію.

Експериментально встановлено, що дворазова лазерна обробка всіх сплавів системи Al-Si викликає значне подрібнення структурних складових в приповерхневих шарах до розмірів, які не досягаються за допомогою модифікування розплаву і, як наслідок, до значного зростання мікротвердості в них.

Виявлено, що формування структури при імпульсній лазерній обробці в режимі передоплавлення поверхні, відбувається за контактним механізмом плавлення евтектичної складової в зоні лазерної дії. Гетерогенна кристалізація кристалів алюмінію на базових дендритах, як підкладинці, приводить до формування дисперсної структури евтектичних колоній в ЗЛД, що і обумовлює більш високі значення мікротвердості при обробці в режимі передоплавлення поверхні, ніж в режимі оплавлення.

Вперше отримано квазікристалічну фазу при лазерному легуванні алюмінію технічної чистоти порошками міді та заліза. Показана можливість контролю за кількістю квазікристалічної ш-фази шляхом зміни параметрів ЛЛ та кількості легуючих елементів.

Встановлено, що формування квазікристалічної фази при імпульсному лазерному легуванні відбувається за допомогою механізму поетапного реагування легуючих елементів з матрицею.

Експериментально доведено, що кубічна -фаза Al(Сu,Fe) завдяки широкій концентраційній області гомогенності формується при всіх досліджених параметрах лазерного легування і не є чутливою до нерівноважних умов кристалізації.

Список опублікованих праць здобувача за темою дисертації

1. Гиржон В.В. Формирование структуры поверхностных слоев алюминиевых сплавов после импульсной лазерной обработки / В.В. Гиржон, И.В. Танцюра // Металлофизика и новейшие технологии. 2005. Т. 27, №11. С. 15191528.

2. Гиржон В.В. Формирование квазиэвтектической структуры в сплавах АК 9 и АК 12 после импульсной лазерной обработки / В.В. Гиржон, И.В. Танцюра // Металлофизика и новейшие технологии. 2006. Т. 28, №9. С. 12491259.

3. Брехаря Г.П. Формирование структуры поверхностных слоев эвтектического и заэвтектического силуминов после импульсной лазерной обработки / Г.П. Брехаря, В.В. Гиржон, И.В. Танцюра // Металлофизика и новейшие технологии. 2007. Т. 29, №9. С. 12431254.

4. Гіржон В.В. Формування квазікристалічної фази в поверхневих шарах технічного алюмінію при лазерному легуванні / В.В. Гіржон,

5. О.В. Смоляков, І.В. Танцюра // Вісник Київського університету. Серія: фізико-математичних наук. 2006. №4 С.398 405.

6. Гиржон В.В. Структурное состояние поверхностных слоев алюминия после лазерного легирования смесью порошков меди и железа / В.В. Гиржон,

7. А.В. Смоляков, И.В. Танцюра // ФММ. 2008.Т. 106, №4.С. 398-403.

8. Пат. Україна, МПК(2009)В 23К 23/00, С 23С 4/08 Спосіб створення квазікристалічного покриття алюмінію та сплавів на його основі /

9. Гіржон В.В., Смоляков О.В., Танцюра І.В.; власник Державний вищий навчальний заклад "Запорізький національний університет". № 40911; заявл. 15.12.2008; опубл. 27.04.2009, Бюл. №8.

10. Влияние лазерной обработки на структуру и свойства поверхностных слоев силуминов АК 8М 3 / В.В. Гиржон, И.В. Танцюра, І.П. Волчок, Н.В. Широкобокова // Физика и химия обработки материалов. 2008. № 1. С. 43-50.

11. Гіржон В.В. Структура поверхневих шарів алюмінієвих сплавів після імпульсної лазерної обробки / В.В. Гіржон, І.В. Танцюра // Еврика - 2004: міжнародна конференція молодих науковців з теоретичної та експериментальної фізики, 19-21 травня 2004р.: зб. тез. Львів, 2004. С. 176177.

12. Гиржон В.В. Импульсная лазерная обработка сплавов АК 9 и АК 12 / В.В. Гиржон, И.В Танцюра // ОТТОМ-6: междунар. конф., 16-20 мая 2005 г.: сб. докл. Х., 2005. - С. 195-197.

13. Гіржон В.В. Структура поверхневих шарів заевтектичних алюмінієвих сплавів після імпульсної лазерної обробки / В.В. Гіржон, І.В Танцюра // Еврика - 2005: міжнародна конференція студентів і молодих вчених з теоретичної й експериментальної фізики, 24-26 травня 2005 р.: зб. тез. Львів, 2005. С.176177.