eng
Выпуск #4/2021
Д. В. Волосевич, С. А. Шальнова, А. М. Вильданов, И. С. Магидов, К. В. Михайловский, О. Г. Климова-Корсмик
Прямое лазерное выращивание металлокерамических сплавов на основе титана
Прямое лазерное выращивание металлокерамических сплавов на основе титана
Просмотры: 1899
DOI: 10.22184/1993-7296.FRos.2021.15.4.296.306
Представлены результаты экспериментальных исследований макро- и микроструктуры, химического и фазового состава металлокерамического сплава на основе титана. Материал предназначен для лазерных методов аддитивного производства с помощью прямого лазерного выращивания. Для анализа были получены образцы с содержанием керамического порошка 5 и 10 об. % SiC. Введение керамических частиц оказалось эффективным для измельчения зерна сплава. Размер зерна чистого титана составляет примерно 3,5 мм, в то время как размер зерна титана, армированного карбидом кремния при мощности излучения 1 400 Вт, составил 50 и 14 мкм для 5 и 10% SiC соответственно. В результате введения керамических частиц в титановую матрицу увеличивается микротвердость композиционного материала, растет упрочнение, но также увеличивается охрупчивание материала в связи с нарушением целостности материала и протеканием реакции на границе фаз.
Представлены результаты экспериментальных исследований макро- и микроструктуры, химического и фазового состава металлокерамического сплава на основе титана. Материал предназначен для лазерных методов аддитивного производства с помощью прямого лазерного выращивания. Для анализа были получены образцы с содержанием керамического порошка 5 и 10 об. % SiC. Введение керамических частиц оказалось эффективным для измельчения зерна сплава. Размер зерна чистого титана составляет примерно 3,5 мм, в то время как размер зерна титана, армированного карбидом кремния при мощности излучения 1 400 Вт, составил 50 и 14 мкм для 5 и 10% SiC соответственно. В результате введения керамических частиц в титановую матрицу увеличивается микротвердость композиционного материала, растет упрочнение, но также увеличивается охрупчивание материала в связи с нарушением целостности материала и протеканием реакции на границе фаз.
Теги: dmd (direct metal deposition) dmd (прямое лазерное выращивание) slm (selective laser melting) slm (селективное лазерное плавление) sls (selective laser sintering) sls (селективное лазерное спекание) titanium-based cermets металлокерамические сплавы на основе титана
Прямое лазерное выращивание металлокерамических сплавов на основе титана
Д. В. Волосевич1, С. А. Шальнова1, А. М. Вильданов1, И. С. Магидов2, К. В. Михайловский2,
О. Г. Климова-Корсмик1
Институт лазерных и сварочных технологий ФГБОУ ВО «Санкт-Петербургский государственный морской технический университет», Санкт-Петербург, Россия
МГТУ им. Н. Э. Баумана, Москва, Россия
Представлены результаты экспериментальных исследований макро- и микроструктуры, химического и фазового состава металлокерамического сплава на основе титана. Материал предназначен для лазерных методов аддитивного производства с помощью прямого лазерного выращивания. Для анализа были получены образцы с содержанием керамического порошка 5 и 10 об. % SiC. Введение керамических частиц оказалось эффективным для измельчения зерна сплава. Размер зерна чистого титана составляет примерно 3,5 мм, в то время как размер зерна титана, армированного карбидом кремния при мощности излучения 1 400 Вт, составил 50 и 14 мкм для 5 и 10% SiC соответственно. В результате введения керамических частиц в титановую матрицу увеличивается микротвердость композиционного материала, растет упрочнение, но также увеличивается охрупчивание материала в связи с нарушением целостности материала и протеканием реакции на границе фаз.
Ключевые слова: SLM (селективное лазерное плавление), SLS (селективное лазерное спекание), DMD (прямое лазерное выращивание), металлокерамические сплавы на основе титана
Статья поступила: 26.04.2021
Статья принята: 16.06.2021
ВВЕДЕНИЕ
Активное развитие технологий машино-, судо-, авиа- и ракетостроения предъявляет новые требования к материалам: высокие значения износостойкости, ударопрочности, коррозионной стойкости, сочетание твердости и пластичности и т. д. Традиционные материалы не отвечают тем стандартам, которым должны отвечать современные материалы. В связи с этим особый интерес представляют композиционные материалы, состоящие, как правило, из пластичной матрицы и твердых прочных наполнителей.
Традиционные технологии получения и обработки материалов, такие как литье, ковка, волочение и прессование, фрезерование и точение, связаны с изменением формы и удалением слоя материала, что приводит к значительным затратам времени и труда.
Более того, микроструктура сплава и, как следствие, его механические свойства чувствительны к температуре и скорости деформации, поэтому традиционные методы обработки изделий сталкиваются с определенными трудностями.
Перспективным для получения композиционных материалов является аддитивное производство – послойное изготовление деталей из CAD-моделей. Аддитивные технологии позволяют получать изделия практически неограниченной конфигурации без лишних затрат материала, времени, не требуют дополнительного оборудования.
Изделия, полученные с помощью лазерных методов аддитивного производства, таких как SLM (селективное лазерное плавление), SLS (селективное лазерное спекание), DMD (прямое лазерное выращивание), могут достичь высокой плотности, а это, в свою очередь, напрямую связано с механическими, термическими и коррозионными свойствами.
Решающими для качества конечного продукта являются характеристики исходных порошков: химический и фракционный составы, форма частиц порошка, а также его морфология (поры, сателлиты, конгломераты частиц). Также важно подобрать оптимальное содержание порошков наполнителя и матрицы. Кроме того, свойства изделия зависят от параметров лазерного аддитивного процесса, таких как мощность лазерного излучения, скорость сканирования, расход порошков и защитных газов [1, 2]. Таким образом, разнообразие химических соединений, которые могут использоваться как матрица или наполнитель, различные их комбинации, влияние содержания на свойства получаемых материалов, зависимость развития структуры от параметров аддитивного процесса открывают неограниченные возможности в изучении данного направления.
Анализ исходных порошков
Был произведен контроль морфологии частиц и элементного состава металлического порошка ВТ6 и SiC. В табл. 1 представлен химический состав порошка по ГОСТ 19807-91 [3]. Изучалось содержание химических элементов на поверхности и на срезе порошка. На рис. 1 представлены СЭМ-изображения порошка ВТ6 и Si C.
Химический состав порошка ВТ6 соответствует ГОСТ 19807-91. На поверхности частиц встречаются единичные сателлиты, что является допустимым дефектом. Размер частиц составляет 50–150 мкм. Согласно ГОСТ 25849-83 [4] частицы порошка преимущественно имеют сферическую форму, 3% частиц пластинчатую.
В среднем порошок SiC содержит 30,27 масс. % С и 69,73 масс. % Si, что соответствует составу стехиометрического SiC, в порошке отсутствуют примеси других элементов. Размер частиц составляет 30–90 мкм. Согласно ГОСТ 25849-83 частицы порошка имеют угловатую форму.
Макро- и микроструктура, химический и фазовый составы
Для изучения структуры, химического и фазового анализа были получены образцы с содержанием керамического порошка 5 и 10 об.% SiC. Также для каждого содержания изменялось значение мощности лазерного излучения в пределах 1 400–2 200 Вт с шагом 200 Вт.
На рис. 2 представлены панорамные СЭМ-изображения образцов. Изучение макроструктуры выявило наличие единичных пор размером около 2 мкм. Также многие образцы отличаются несплавлением подложки и основного материала. Кроме того, образцы имеют трещины, распространяющиеся в глубь материала. Как правило, трещины зарождаются на границе образца и распространяются в глубь материала. Образование трещин может быть связано с накоплением тепла в результате послойного изготовления образца и возникновением термических напряжений.
Известно, что титановая матрица активно взаимодействует с частицами SiC с образованием новых фаз TiC и силицидов титана (Ti5Si3, TiSi2). Согласно термодинамическому расчету [5] свободная энергия таких фаз ниже, чем свободная энергия карбида кремния, и такие реакции могут протекать спонтанно. Новые фазы, с одной стороны, могут увеличивать микротвердость и прочность, а с другой стороны, нарушают целостность структуры, делая материал более хрупким. Атомы C свободнее проникают в титановую матрицу, поэтому новая фаза TiС встречается как по границам частиц SiC, так и в матрице. На рис. 3 представлена карта распределения химических элементов вблизи частицы SiC.
Из рисунка и результатов микрорентгеноспектрального видно, что фаза TiC действительно выделяется по границам керамических частиц, что также подтверждается химическим анализом по точкам. Выяснилось также, что фазы TiC в образцах с 5 и 10% SiC имеют различную структуру. На рис. 4 представлена карта распределения химических элементов для образца с 10% SiC.
Образцы с содержанием SiC 10% включают фазы TiC, представляющие собой дендритные структуры. Дело в том, что количество SiC в образцах 1–5, содержащих 5 об. % SiC, является недостаточным для образования дендритных структур.
Существуют различные варианты реакции титановой матрицы и атомов кремния, однако реакция, в результате которой образуется Ti5Si3, с точки зрения термодинамики является энергетически более выгодной. На рис. 5 представлены результаты картирования области с предполагаемой фазой Ti5Si3. Химический анализ показал, что фазы, имеющие пластинчатую структуру, являются фазами Ti5Si3.
Таким образом, исследуемые образцы содержат следующие фазы: металлическую матрицу ВТ6, частицы SiC, TiC и Ti5Si3. Фазы титанового сплава, а также результаты рентгенофазового анализа представлены на рис. 6. Из рентгенограмм видно, что с увеличением содержания SiC и с повышением мощности лазерного излучения увеличивается содержание TiC и Ti5Si3, что связано с более активным растворением частиц SiC и повышением количества свободных атомов углерода и кремния.
Введение керамических частиц оказалось эффективным для измельчения зерна сплава. Размер зерна чистого титана составляет примерно 3,5 мм, в то время как размер зерна титана, армированного карбидом кремния при мощности 1 400 Вт, составляет 50 и 14 мкм для 5 и 10% SiC соответственно. С увеличением мощности зерна продолжают измельчаться и достигают минимального значения – 10 и 4 мкм для 5 и 10% SiC соответственно – при мощности 2 200 Вт. Также выяснилось, что зерна вблизи карбида кремния меньше остальных. В среднем размер зерна вблизи SiC в 1,5 раза меньше зерен, находящихся на расстоянии от частиц керамики. Дело в том, что по границам титановой матрицы выделяются новые фазы TiC, именно они препятствуют дальнейшему росту зерна.
Механические испытания, фрактографический анализ изломов
Для проверки влияния образования новых фаз на свойства сплава были проведены механические испытания, а также фрактографический анализ образцов с содержанием 1, 3, 5% SiC, полученных при мощности лазерного излучения 1 200 Вт.
Образец с содержанием 1% SiC отличается вытянутым зерном, границы которого слабо выражены, что говорит о характере разрушения, близкому к вязкому. Образцы с содержанием 3 и 5% SiC также имеют области вытянутого зерна, однако размер таких областей уменьшается с увеличением содержания SiC, что говорит об уменьшении пластических свойств и приближении к хрупкому характеру разрушения. Разрушение происходило по границам зерен, что свидетельствует о межкристаллическом изломе. Дело в том, что реакция титановой матрицы с карбидом кремния – межфазная реакция, нарушающая целостность сплава и повышающая хрупкость материала. Увеличение содержания SiC приводит к повышению хрупких свойств материала. Встречаются единичные трещины, зарождающиеся на границе зерна и распространяющиеся в глубь материала. Фрактографический анализ изломов образца подтвердил, что введение керамических частиц в титановую матрицу и образование новых фаз хрупких интерметаллидов и TiC приводит к охрупчиванию материала.
На рис. 7 представлены кривые растяжения образцов, в табл. 2 – их механические свойства. Результаты испытания образцов на растяжение подтвердили, что разрушение имеет преимущественно хрупкий характер, причем образцы с содержанием 3 и 5% SiC имеют только участки пропорциональности, в то время как образец с 1% SiC имеет участок упрочнения, в котором происходит деформация кристаллической решетки материала.
С увеличением содержания SiC от 1% до 3% предел прочности на растяжение уменьшается с 1 300 МПа до 1 010 МПа. Однако сравнение предела прочности чистого сплава и сплава, содержащего 1% SiC, доказывает эффективность введения керамических частиц. Согласно ГОСТ 22178-76 [6] среднее значение предела прочности сплава ВТ6 составляет ~980 МПа, керамические частицы увеличивают предел прочности в 1,3 раза. Также с увеличением содержания SiC уменьшается предел текучести, тем не менее полученные значения оказались выше, чем у чистого сплава ВТ6. Относительное удлинение сплава ВТ6 по ГОСТ 22178-76 составляет 8%, что превышает значения для сплавов, армированных частицами SiC, в 8,5 раза.
В ходе работы были изучены зависимости микротвердости матрицы от мощности лазерного излучения и от содержания керамических частиц. Характерная для сплава ВТ6 микротвердость составляет ~350 HV [5]. С увеличением мощности лазерного излучения увеличивается значение микротвердости титановой матрицы. Максимальное значение микротвердости было достигнуто для образца с 10% SiC при мощности 2 200 Вт и составило 836,4 HV, что превышает значение микротвердости, характерное для сплава ВТ6 без керамических частиц, в 2,4 раза.
Заключение
МРСА и рентгенофазовый анализ подтвердили наличие новых фаз, причем увеличение содержания SiC и мощности лазерного излучения, ввиду более активного распада частиц SiC на атомы, приводит к увеличению интерметаллидных Ti5Si3 и TiC фаз. Карбид титана проявляется в структуре в различных конфигурациях: игольчатые структуры в образцах с 5% SiC и дендритные структуры для образцов с 10% SiC. Интерметаллидные фазы имеют пластинчатую структуру. Армирование титанового сплава керамическими частицами привело к измельчению зерна до 10 и 4 мкм для 5 и 10% SiC соответственно. Дело в том, что по границам зерна выделяется фаза карбида титана, препятствующая росту зерна.
Образование новых фаз имеет следующие последствия: фазы Ti5Si3 и TiC имеют микротвердость, значительно превосходящую микротвердость сплава ВТ6, следовательно, в результате введения керамических частиц в титановую матрицу увеличится: микротвердость композиционного материала, упрочнение материала, охрупчивание материала в связи с нарушением целостности материала и протеканием реакции на границе фаз. Для проверки влияния межфазных реакций на свойства сплава были проведены механические испытания. При мощности 1 200 Вт методом прямого лазерного выращивания были получены образцы с 1,3,5 и 7% SiC. Уже на стадии подготовки лопаток для механических испытаний стало ясно, что чрезмерное содержание SiC (7% для данной работы) приводит к значительному снижению пластических свойств материала: образец имеет трещины, не позволяющие изготовить лопатку. Фрактографический анализ показал, что образцы имеют области вязкого и хрупкого изломов, однако размер области вязкого излома со слабо выраженными границами зерна уменьшается с увеличением содержания SiC, что свидетельствует о приближении свойств материала к хрупким. Кривые растяжения подтвердили результаты фрактографии: образцы с содержанием 3 и 5% SiC имеют кривую, типичную для хрупких материалов, в то время как образец с 1% SiC имеют участок упрочнения, характеризующийся деформацией кристаллической решетки материала.
С увеличением содержания SiC уменьшаются предел текучести и пластичности, максимальные значения были достигнуты при содержании 1% SiC и составили 1 110 МПа и 1 300 МПа соответственно, что в среднем превышает соответствующие значения чистого сплава ВТ6 в 1,3 раза. Максимальное значение относительного удлинения составило 2,1% для образца с содержанием 1% SiC, что меньше соответствующего значения для неармированного сплава ВТ6 в 8,5 раза. Измерение микротвердости зерен сплава также доказало эффективность введения частиц SiC: как увеличение мощности лазерного излучения, так и увеличение содержания SiC приводит к увеличению микротвердости композиционного материала. Максимальное значение было достигнуто для образца с 10% SiC при мощности 2 200 Вт и составило 836,4 HV, что больше микротвердости ВТ6 в 2,4 раза.
Работа выполнена при финансовой поддержке Минобрнауки России в рамках создания и развития научного центра мирового уровня «Передовые цифровые технологии» (Cоглашение о предоставлении гранта № 075-15-2020-903 от 16.11.2020 г.).
REFERENCES
Gushchina M. O., Klimova-Korsmik O.G., Vildanov A.M ., Shalnova S. A., Tataru A. S., Norman E. A. Influence of the protective atmosphere on the structure and properties parts from titanium alloy Ti‑6Al‑4V produced by direct laser deposition. Journal of Physics: Conference Series. 2018; 1109: 012060.
Gushchina M. O., Klimova-Korsmik O. G., Turichin G. A., Shalnova S. A. Influence of technological parameters of direct laser deposition process on the structure and properties of deposited products from alloy Ti‑6Al‑4V. Trans Tech Publications Ltd. 2018; 306–311.
GOST 19807-91 Wrought titanium and titanium alloys. - Instead of GOST 19807-74; Enter. from 01.07.92. - M .: Publishing house of standards. 1991.
GOST 25849-83 Metal powders. Particle shape determination method; Enter. from 01.01.84. - M .: Publishing house of standards. 1983.
Neng Li, Yi Xiong, Huaping Xiong, Gongqi Shi, Jon Blackburn, Wei Liu, Renyao Qin. Microstructure, formation mechanism and property characterization of Ti+SiC laser cladded coatings on Ti‑6Al‑4V alloy. Materials Characterization. 2019; 148: 43–51. https://doi.org/10.1016/j.matchar.2018.11.032.
GOST 22178-76 Sheets from titanium and titanium alloys. Technical conditions. - M .: Standartinform, 2005.
Авторы
Волосевич Д. В., dasha.volosevich@mail.ru, Санкт-Петербургский государственный морской технический университет, Санкт-Петербург, Россия.
ORCID: 0000-0002-2288-2935
Шальнова С. А., sveta-net07@mail.ru, инженер отдела исследования материалов
Института лазерных и сварочных технологий, Санкт-Петербургский государственный морской технический университет, Санкт-Петербург, Россия.
ORCID: 0000-0002-9535-3137
Вильданов А. М., wildam92@mail.ru, Санкт-Петербургский государственный морской технический университет, Санкт-Петербург, Россия.
ORCID: 0000-0002-7319-0605
Магидов И. С., j-bright@mail.ru, студент-магистр, кафедра «Ракетно-космические композитные конструкции», МГТУ им. Н. Э. Баумана, Москва, Россия.
ORCID: 0000-0003-1168-7066
Михайловский К. В., МГТУ им. Н. Э. Баумана, Москва, Россия.
ORCID: 0000-0003-3424-3775
Климова-Корсмик О.Г., к. т. н., руководитель отдела исследования материалов. Институт лазерных и сварочных технологий, o.klimova@ltc.ru, Санкт-Петербургский государственный морской технический университет, Санкт-Петербург, Россия.
ORCID: 0000-0002-2619-8874
Вклад членов авторского коллектива
Статья подготовлена на основе работы всех членов авторского коллектива.
Конфликт интересов
Авторы заявляют, что у них нет конфликта интересов. Все авторы приняли участие в написании статьи и дополнили рукопись в части своей работы.
Д. В. Волосевич1, С. А. Шальнова1, А. М. Вильданов1, И. С. Магидов2, К. В. Михайловский2,
О. Г. Климова-Корсмик1
Институт лазерных и сварочных технологий ФГБОУ ВО «Санкт-Петербургский государственный морской технический университет», Санкт-Петербург, Россия
МГТУ им. Н. Э. Баумана, Москва, Россия
Представлены результаты экспериментальных исследований макро- и микроструктуры, химического и фазового состава металлокерамического сплава на основе титана. Материал предназначен для лазерных методов аддитивного производства с помощью прямого лазерного выращивания. Для анализа были получены образцы с содержанием керамического порошка 5 и 10 об. % SiC. Введение керамических частиц оказалось эффективным для измельчения зерна сплава. Размер зерна чистого титана составляет примерно 3,5 мм, в то время как размер зерна титана, армированного карбидом кремния при мощности излучения 1 400 Вт, составил 50 и 14 мкм для 5 и 10% SiC соответственно. В результате введения керамических частиц в титановую матрицу увеличивается микротвердость композиционного материала, растет упрочнение, но также увеличивается охрупчивание материала в связи с нарушением целостности материала и протеканием реакции на границе фаз.
Ключевые слова: SLM (селективное лазерное плавление), SLS (селективное лазерное спекание), DMD (прямое лазерное выращивание), металлокерамические сплавы на основе титана
Статья поступила: 26.04.2021
Статья принята: 16.06.2021
ВВЕДЕНИЕ
Активное развитие технологий машино-, судо-, авиа- и ракетостроения предъявляет новые требования к материалам: высокие значения износостойкости, ударопрочности, коррозионной стойкости, сочетание твердости и пластичности и т. д. Традиционные материалы не отвечают тем стандартам, которым должны отвечать современные материалы. В связи с этим особый интерес представляют композиционные материалы, состоящие, как правило, из пластичной матрицы и твердых прочных наполнителей.
Традиционные технологии получения и обработки материалов, такие как литье, ковка, волочение и прессование, фрезерование и точение, связаны с изменением формы и удалением слоя материала, что приводит к значительным затратам времени и труда.
Более того, микроструктура сплава и, как следствие, его механические свойства чувствительны к температуре и скорости деформации, поэтому традиционные методы обработки изделий сталкиваются с определенными трудностями.
Перспективным для получения композиционных материалов является аддитивное производство – послойное изготовление деталей из CAD-моделей. Аддитивные технологии позволяют получать изделия практически неограниченной конфигурации без лишних затрат материала, времени, не требуют дополнительного оборудования.
Изделия, полученные с помощью лазерных методов аддитивного производства, таких как SLM (селективное лазерное плавление), SLS (селективное лазерное спекание), DMD (прямое лазерное выращивание), могут достичь высокой плотности, а это, в свою очередь, напрямую связано с механическими, термическими и коррозионными свойствами.
Решающими для качества конечного продукта являются характеристики исходных порошков: химический и фракционный составы, форма частиц порошка, а также его морфология (поры, сателлиты, конгломераты частиц). Также важно подобрать оптимальное содержание порошков наполнителя и матрицы. Кроме того, свойства изделия зависят от параметров лазерного аддитивного процесса, таких как мощность лазерного излучения, скорость сканирования, расход порошков и защитных газов [1, 2]. Таким образом, разнообразие химических соединений, которые могут использоваться как матрица или наполнитель, различные их комбинации, влияние содержания на свойства получаемых материалов, зависимость развития структуры от параметров аддитивного процесса открывают неограниченные возможности в изучении данного направления.
Анализ исходных порошков
Был произведен контроль морфологии частиц и элементного состава металлического порошка ВТ6 и SiC. В табл. 1 представлен химический состав порошка по ГОСТ 19807-91 [3]. Изучалось содержание химических элементов на поверхности и на срезе порошка. На рис. 1 представлены СЭМ-изображения порошка ВТ6 и Si C.
Химический состав порошка ВТ6 соответствует ГОСТ 19807-91. На поверхности частиц встречаются единичные сателлиты, что является допустимым дефектом. Размер частиц составляет 50–150 мкм. Согласно ГОСТ 25849-83 [4] частицы порошка преимущественно имеют сферическую форму, 3% частиц пластинчатую.
В среднем порошок SiC содержит 30,27 масс. % С и 69,73 масс. % Si, что соответствует составу стехиометрического SiC, в порошке отсутствуют примеси других элементов. Размер частиц составляет 30–90 мкм. Согласно ГОСТ 25849-83 частицы порошка имеют угловатую форму.
Макро- и микроструктура, химический и фазовый составы
Для изучения структуры, химического и фазового анализа были получены образцы с содержанием керамического порошка 5 и 10 об.% SiC. Также для каждого содержания изменялось значение мощности лазерного излучения в пределах 1 400–2 200 Вт с шагом 200 Вт.
На рис. 2 представлены панорамные СЭМ-изображения образцов. Изучение макроструктуры выявило наличие единичных пор размером около 2 мкм. Также многие образцы отличаются несплавлением подложки и основного материала. Кроме того, образцы имеют трещины, распространяющиеся в глубь материала. Как правило, трещины зарождаются на границе образца и распространяются в глубь материала. Образование трещин может быть связано с накоплением тепла в результате послойного изготовления образца и возникновением термических напряжений.
Известно, что титановая матрица активно взаимодействует с частицами SiC с образованием новых фаз TiC и силицидов титана (Ti5Si3, TiSi2). Согласно термодинамическому расчету [5] свободная энергия таких фаз ниже, чем свободная энергия карбида кремния, и такие реакции могут протекать спонтанно. Новые фазы, с одной стороны, могут увеличивать микротвердость и прочность, а с другой стороны, нарушают целостность структуры, делая материал более хрупким. Атомы C свободнее проникают в титановую матрицу, поэтому новая фаза TiС встречается как по границам частиц SiC, так и в матрице. На рис. 3 представлена карта распределения химических элементов вблизи частицы SiC.
Из рисунка и результатов микрорентгеноспектрального видно, что фаза TiC действительно выделяется по границам керамических частиц, что также подтверждается химическим анализом по точкам. Выяснилось также, что фазы TiC в образцах с 5 и 10% SiC имеют различную структуру. На рис. 4 представлена карта распределения химических элементов для образца с 10% SiC.
Образцы с содержанием SiC 10% включают фазы TiC, представляющие собой дендритные структуры. Дело в том, что количество SiC в образцах 1–5, содержащих 5 об. % SiC, является недостаточным для образования дендритных структур.
Существуют различные варианты реакции титановой матрицы и атомов кремния, однако реакция, в результате которой образуется Ti5Si3, с точки зрения термодинамики является энергетически более выгодной. На рис. 5 представлены результаты картирования области с предполагаемой фазой Ti5Si3. Химический анализ показал, что фазы, имеющие пластинчатую структуру, являются фазами Ti5Si3.
Таким образом, исследуемые образцы содержат следующие фазы: металлическую матрицу ВТ6, частицы SiC, TiC и Ti5Si3. Фазы титанового сплава, а также результаты рентгенофазового анализа представлены на рис. 6. Из рентгенограмм видно, что с увеличением содержания SiC и с повышением мощности лазерного излучения увеличивается содержание TiC и Ti5Si3, что связано с более активным растворением частиц SiC и повышением количества свободных атомов углерода и кремния.
Введение керамических частиц оказалось эффективным для измельчения зерна сплава. Размер зерна чистого титана составляет примерно 3,5 мм, в то время как размер зерна титана, армированного карбидом кремния при мощности 1 400 Вт, составляет 50 и 14 мкм для 5 и 10% SiC соответственно. С увеличением мощности зерна продолжают измельчаться и достигают минимального значения – 10 и 4 мкм для 5 и 10% SiC соответственно – при мощности 2 200 Вт. Также выяснилось, что зерна вблизи карбида кремния меньше остальных. В среднем размер зерна вблизи SiC в 1,5 раза меньше зерен, находящихся на расстоянии от частиц керамики. Дело в том, что по границам титановой матрицы выделяются новые фазы TiC, именно они препятствуют дальнейшему росту зерна.
Механические испытания, фрактографический анализ изломов
Для проверки влияния образования новых фаз на свойства сплава были проведены механические испытания, а также фрактографический анализ образцов с содержанием 1, 3, 5% SiC, полученных при мощности лазерного излучения 1 200 Вт.
Образец с содержанием 1% SiC отличается вытянутым зерном, границы которого слабо выражены, что говорит о характере разрушения, близкому к вязкому. Образцы с содержанием 3 и 5% SiC также имеют области вытянутого зерна, однако размер таких областей уменьшается с увеличением содержания SiC, что говорит об уменьшении пластических свойств и приближении к хрупкому характеру разрушения. Разрушение происходило по границам зерен, что свидетельствует о межкристаллическом изломе. Дело в том, что реакция титановой матрицы с карбидом кремния – межфазная реакция, нарушающая целостность сплава и повышающая хрупкость материала. Увеличение содержания SiC приводит к повышению хрупких свойств материала. Встречаются единичные трещины, зарождающиеся на границе зерна и распространяющиеся в глубь материала. Фрактографический анализ изломов образца подтвердил, что введение керамических частиц в титановую матрицу и образование новых фаз хрупких интерметаллидов и TiC приводит к охрупчиванию материала.
На рис. 7 представлены кривые растяжения образцов, в табл. 2 – их механические свойства. Результаты испытания образцов на растяжение подтвердили, что разрушение имеет преимущественно хрупкий характер, причем образцы с содержанием 3 и 5% SiC имеют только участки пропорциональности, в то время как образец с 1% SiC имеет участок упрочнения, в котором происходит деформация кристаллической решетки материала.
С увеличением содержания SiC от 1% до 3% предел прочности на растяжение уменьшается с 1 300 МПа до 1 010 МПа. Однако сравнение предела прочности чистого сплава и сплава, содержащего 1% SiC, доказывает эффективность введения керамических частиц. Согласно ГОСТ 22178-76 [6] среднее значение предела прочности сплава ВТ6 составляет ~980 МПа, керамические частицы увеличивают предел прочности в 1,3 раза. Также с увеличением содержания SiC уменьшается предел текучести, тем не менее полученные значения оказались выше, чем у чистого сплава ВТ6. Относительное удлинение сплава ВТ6 по ГОСТ 22178-76 составляет 8%, что превышает значения для сплавов, армированных частицами SiC, в 8,5 раза.
В ходе работы были изучены зависимости микротвердости матрицы от мощности лазерного излучения и от содержания керамических частиц. Характерная для сплава ВТ6 микротвердость составляет ~350 HV [5]. С увеличением мощности лазерного излучения увеличивается значение микротвердости титановой матрицы. Максимальное значение микротвердости было достигнуто для образца с 10% SiC при мощности 2 200 Вт и составило 836,4 HV, что превышает значение микротвердости, характерное для сплава ВТ6 без керамических частиц, в 2,4 раза.
Заключение
МРСА и рентгенофазовый анализ подтвердили наличие новых фаз, причем увеличение содержания SiC и мощности лазерного излучения, ввиду более активного распада частиц SiC на атомы, приводит к увеличению интерметаллидных Ti5Si3 и TiC фаз. Карбид титана проявляется в структуре в различных конфигурациях: игольчатые структуры в образцах с 5% SiC и дендритные структуры для образцов с 10% SiC. Интерметаллидные фазы имеют пластинчатую структуру. Армирование титанового сплава керамическими частицами привело к измельчению зерна до 10 и 4 мкм для 5 и 10% SiC соответственно. Дело в том, что по границам зерна выделяется фаза карбида титана, препятствующая росту зерна.
Образование новых фаз имеет следующие последствия: фазы Ti5Si3 и TiC имеют микротвердость, значительно превосходящую микротвердость сплава ВТ6, следовательно, в результате введения керамических частиц в титановую матрицу увеличится: микротвердость композиционного материала, упрочнение материала, охрупчивание материала в связи с нарушением целостности материала и протеканием реакции на границе фаз. Для проверки влияния межфазных реакций на свойства сплава были проведены механические испытания. При мощности 1 200 Вт методом прямого лазерного выращивания были получены образцы с 1,3,5 и 7% SiC. Уже на стадии подготовки лопаток для механических испытаний стало ясно, что чрезмерное содержание SiC (7% для данной работы) приводит к значительному снижению пластических свойств материала: образец имеет трещины, не позволяющие изготовить лопатку. Фрактографический анализ показал, что образцы имеют области вязкого и хрупкого изломов, однако размер области вязкого излома со слабо выраженными границами зерна уменьшается с увеличением содержания SiC, что свидетельствует о приближении свойств материала к хрупким. Кривые растяжения подтвердили результаты фрактографии: образцы с содержанием 3 и 5% SiC имеют кривую, типичную для хрупких материалов, в то время как образец с 1% SiC имеют участок упрочнения, характеризующийся деформацией кристаллической решетки материала.
С увеличением содержания SiC уменьшаются предел текучести и пластичности, максимальные значения были достигнуты при содержании 1% SiC и составили 1 110 МПа и 1 300 МПа соответственно, что в среднем превышает соответствующие значения чистого сплава ВТ6 в 1,3 раза. Максимальное значение относительного удлинения составило 2,1% для образца с содержанием 1% SiC, что меньше соответствующего значения для неармированного сплава ВТ6 в 8,5 раза. Измерение микротвердости зерен сплава также доказало эффективность введения частиц SiC: как увеличение мощности лазерного излучения, так и увеличение содержания SiC приводит к увеличению микротвердости композиционного материала. Максимальное значение было достигнуто для образца с 10% SiC при мощности 2 200 Вт и составило 836,4 HV, что больше микротвердости ВТ6 в 2,4 раза.
Работа выполнена при финансовой поддержке Минобрнауки России в рамках создания и развития научного центра мирового уровня «Передовые цифровые технологии» (Cоглашение о предоставлении гранта № 075-15-2020-903 от 16.11.2020 г.).
REFERENCES
Gushchina M. O., Klimova-Korsmik O.G., Vildanov A.M ., Shalnova S. A., Tataru A. S., Norman E. A. Influence of the protective atmosphere on the structure and properties parts from titanium alloy Ti‑6Al‑4V produced by direct laser deposition. Journal of Physics: Conference Series. 2018; 1109: 012060.
Gushchina M. O., Klimova-Korsmik O. G., Turichin G. A., Shalnova S. A. Influence of technological parameters of direct laser deposition process on the structure and properties of deposited products from alloy Ti‑6Al‑4V. Trans Tech Publications Ltd. 2018; 306–311.
GOST 19807-91 Wrought titanium and titanium alloys. - Instead of GOST 19807-74; Enter. from 01.07.92. - M .: Publishing house of standards. 1991.
GOST 25849-83 Metal powders. Particle shape determination method; Enter. from 01.01.84. - M .: Publishing house of standards. 1983.
Neng Li, Yi Xiong, Huaping Xiong, Gongqi Shi, Jon Blackburn, Wei Liu, Renyao Qin. Microstructure, formation mechanism and property characterization of Ti+SiC laser cladded coatings on Ti‑6Al‑4V alloy. Materials Characterization. 2019; 148: 43–51. https://doi.org/10.1016/j.matchar.2018.11.032.
GOST 22178-76 Sheets from titanium and titanium alloys. Technical conditions. - M .: Standartinform, 2005.
Авторы
Волосевич Д. В., dasha.volosevich@mail.ru, Санкт-Петербургский государственный морской технический университет, Санкт-Петербург, Россия.
ORCID: 0000-0002-2288-2935
Шальнова С. А., sveta-net07@mail.ru, инженер отдела исследования материалов
Института лазерных и сварочных технологий, Санкт-Петербургский государственный морской технический университет, Санкт-Петербург, Россия.
ORCID: 0000-0002-9535-3137
Вильданов А. М., wildam92@mail.ru, Санкт-Петербургский государственный морской технический университет, Санкт-Петербург, Россия.
ORCID: 0000-0002-7319-0605
Магидов И. С., j-bright@mail.ru, студент-магистр, кафедра «Ракетно-космические композитные конструкции», МГТУ им. Н. Э. Баумана, Москва, Россия.
ORCID: 0000-0003-1168-7066
Михайловский К. В., МГТУ им. Н. Э. Баумана, Москва, Россия.
ORCID: 0000-0003-3424-3775
Климова-Корсмик О.Г., к. т. н., руководитель отдела исследования материалов. Институт лазерных и сварочных технологий, o.klimova@ltc.ru, Санкт-Петербургский государственный морской технический университет, Санкт-Петербург, Россия.
ORCID: 0000-0002-2619-8874
Вклад членов авторского коллектива
Статья подготовлена на основе работы всех членов авторского коллектива.
Конфликт интересов
Авторы заявляют, что у них нет конфликта интересов. Все авторы приняли участие в написании статьи и дополнили рукопись в части своей работы.
Отзывы читателей
