Лазерное аддитивное выращивание функционально-гетерогенных материалов тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 00.00.00, доктор наук Голышев Александр Анатольевич

• Голышев Александр Анатольевич
• доктор наук
• 2025

Оглавление диссертации доктор наук Голышев Александр Анатольевич

ВВЕДЕНИЕ

Глава 1. Аддитивные технологии, анализ литературных источников

1.1 Обзор методов аддитивного производства

1.2 Металломатричные композиты, формируемые аддитивным производством (проблемы и возможности)

1.3 Композитные материалы в результате in situ синтеза

1.3.1 Композиты с титановой матрицей

1.3.2 Композиты с никелевой матрицей

1.3.3 Композиты с алюминиевой матрицей

1.4 Композитные материалы в результате in situ синтеза между порошковой смесью и реакционноспособными газами

1.4.1 Композитные материалы Ti-N

1.4.2 Композитные материалы ВТ-6 - CH4

1.5 Методы подобия и размерности для аддитивного производства

Выводы к главе

Глава 2. Материалы и методы исследований

2.1. Выбор металлических и керамических порошковых материалов

2.2. Экспериментальные установки и диагностическое оборудование

Выводы к главе

Глава 3. Исследование влияния лазерного излучения на порошковую смесь при аддитивном выращивании

3.1 Лазерная наплавка порошковой смеси WC - NiCrSiB с использованием излучения СО2-лазера

3.1.1 Оптимизация процесса воздействия непрерывного лазерного излучения на порошковую смесь WC - NiCrBSi

3.1.2 Оптимизация процесса воздействия импульсно-периодического лазерного излучения на порошковую смесь WC - NiCrBSi

3.2 Лазерная наплавка порошковой смеси ВТ-6 - B4C с использованием излучения СО2-лазера

3.2.1 Оптимизация процесса воздействия непрерывного лазерного излучения на порошковую смесь ВТ-6 - B4C

3.2.2 Влияние толщины начального порошкового слоя ВТ-6 -В4С на форму наплавляемых треков

3.3 Оптимизация параметров воздействия лазерного излучения на порошок

коррозионностойкой стали 316L

3.4 Влияние лазерной обработки на металлокерамическое покрытие, формируемое холодным газодинамическим напылением

Выводы к главе

Глава 4. Лазерное аддитивное выращивание многослойных металлических и металлокерамических материалов

4.1 Лазерное аддитивное выращивание композитных материалов с никелевой матрицей

4.1.1 Лазерная наплавка многослойных покрытий MCrBSi - WC и МСгВБ1 - В4С с использованием непрерывного излучения СО2-лазера

4.1.2 Лазерная наплавка многослойных покрытий NiCrBSi - WC с использованием импульсно-периодического излучения СО2-лазера

4.2 Лазерная аддитивное выращивание многослойных покрытий 316Ь - WC ЬБС использованием непрерывного излучения СО2-лазера

4.3 Лазерная аддитивное выращивание многослойных металлокерамических покрытий с использованием порошковых смесей системы ТьВ

4.3.1 Лазерная наплавка многослойных покрытий ВТ-6 - Т1В с использованием непрерывного излучения СО2-лазера

4.3.2 Лазерная наплавка многослойных покрытий ВТ-6 - Т1В2 с использованием непрерывного излучения СО2-лазерна

4.3.3 Лазерная наплавка многослойных покрытий ВТ-6 - В4С с использованием непрерывного излучения СО2-лазера

4.3.4 Лазерная наплавка многослойных покрытий ВТ-6 - В4С с использованием импульсно-периодического излучения СО2-лазера

4.3.5 Лазерная наплавка многослойных покрытий ВТ-6 - В с использованием непрерывного излучения СО2-лазера

4.4 Комбинированная технология формирования металлокерамического покрытия включающий холодное газодинамическое напыление с последующей обработкой излучением СОг-лазера

Выводы к главе

Глава 5. Применения керамических и борных волокон в качестве армирующих элементов в титано-матричном покрытии, формируемом методом лазерного аддитивного выращивания

5.1 Лазерное аддитивное выращивание титано-матричных композитов, армированных керамическими волокнами БЮ

5.2 Лазерное аддитивное выращивание титано-матричных композитов, армированных волокнами бора

Выводы к главе

Глава 6. Обобщение результатов исследований и определение взаимосвязи структурно-фазового состава с механическими свойствами металлокерамических композитов. Законы подобия

6.1 Поиск общих закономерностей для процесса лазерной наплавки нержавеющей стали 316Ь

6.2 Поиск общих закономерностей для процесса лазерной наплавки металлокерамических материалов

6.3 Аналитическое обоснование законов подобия для технологии аддитивного лазерного выращивания

6.4 Обобщение результатов исследований структурно-фазового состава и механических свойств металлокерамических композитов

6.4.1. Структурно-фазовый анализ формируемых материалов

6.4.2 Механические свойства формируемых материалов

6.4.3 Ударные испытания формируемых материалов

Выводы к главе

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

СПИСОК ИСПОЛЬЗУЕМОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

Приложение А

Приложение Б

Принятые сокращения и условные обозначения

АП - аддитивное производство;

АТ - аддитивные технологии;

ХГН - холодное газодинамическое напыление;

ИПЛ - импульсно-периодический лазер;

МАП - металлическое аддитивное производство;

ФГМ - функционально-гетерогенные материалы;

ММК - металломатричный композит;

ТМК - титаноматричный композит;

СЭМ - сканирующий электронный микроскоп;

КТР - коэффициент теплового расширения;

КТ - коэффициент трения;

ЭДУМ - электродинамический ускоритель масс;

СИ - синхротронное излучение;

РФА - рентгенофазовый анализ;

ОКР - область когерентного рассеяния;

EDX - Energy-dispersive X-ray spectroscopy (энергодисперсионная рентгеновская спектроскопия);

LSC - Laser Surface Coating (лазерная поверхностная наплавка); SLM - Selective Laser Melting (селективное лазерное плавление) ; DMD - Direct Metal Deposition (прямое лазерное осаждение).

ВВЕДЕНИЕ

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Лазерное аддитивное выращивание функционально-гетерогенных материалов»

Актуальность темы исследования

Возможности высокой концентрации лазерного излучения открыли абсолютно новые перспективы для обработки материалов [1]. Практический опыт показывает, что при лазерной обработке материалов (сварка, аддитивные технологии, резка) производительность труда увеличивается в 5-10 раз, удается завершить полный цикл автоматизации чистых производств, а также появляется возможность широкого использования новых материалов, которые не поддаются иным методам обработки.

В последние годы аддитивное производство (АП), также известное как 3D-печать, привлекло значительное внимание благодаря широкому спектру применений в различных отраслях, таких как аэрокосмическая и мобильная промышленность, биомедицина, ядерное производство и т.д. В настоящее время АП производит революцию в обрабатывающей промышленности благодаря своей способности получать изделия сложной формы за короткое время и практически без отходов материала [2].

В зависимости от интенсивности и длительности воздействия лазерного излучения различают следующие стадии взаимодействия излучения с материалом при лазерной обработке: подвод лазерного излучения к материалу, поглощение светового потока и передача его энергии твердому телу, нагрев материала без видимого разрушения, плавление и испарение материала, остывание материала после окончания лазерного воздействия. Следовательно, технология лазерного аддитивного выращивания включает два глубоко зависимых, но в то же время физически существенно разных процесса: взаимодействие лазерного излучения с веществом и течение многофазной жидкости в условиях интенсивного выделения энергии и химических реакций.

Характерная специфика лазерной обработки представляет собой

необычно высокие скорости нагрева и охлаждения. При взаимодействии

лазерного излучения с поверхностью материала за короткое время выделяется

столько тепловой энергии, что скорость локального нагрева может достигать миллиона градусов в секунду. С другой стороны, локальное взаимодействие излучения и металлом означает, что после прохождения лазерного луча практически мгновенно нагретый участок оказывается в окружении холодного металла, который интенсивно отводит тепло, обеспечивая почти столь же быстрое охлаждение (сотни тысяч градусов в секунду). Тонкий поверхностный слой практически мгновенно нагревается и столь же мгновенно охлаждается, что приводит к возникновению особых, характерных именно для этой обработки структур.

В настоящее время современные металлические сплавы исчерпывают свой ресурс повышения физико-механических свойств классическими методами, применяемыми в металлургии. Как результат, существует актуальная задача в разработке новых материалов и соответствующих изделий на основе металлокерамики, имеющих повышенные физико-механические свойства. На смену традиционным технологиям получения функционально-гетерогенных материалов (ФГМ) активно применяются аддитивные производства. Главным преимуществом АП является возможность создания и восстановления деталей со сложной геометрией, недоступной для классических методов.

Например, повышение износостойкости и твердости легких металлических материалов, таких как алюминий (А1) или титан (Л), позволило бы их использование в принципиально новых областях, особенно в автомобильной и аэрокосмической промышленности. Добавление керамических частиц позволяет создавать ФГМ, способные удовлетворить большинству промышленных требований. Такие материалы позволяют сочетать уникальные физико-механические свойства: низкую плотность, низкий коэффициент теплового расширения (КТР), высокую твердость, повышенную износостойкость и т.д.

Применение керамических частиц в качестве модифицирующих добавок при аддитивном выращивании приводит к изменению структурно-фазового

7

состояния и повышению механических свойств металломатричных композитов. В ФГМ удаётся достигнуть высокого сопротивления ударному разрушению, благодаря вкладу внутренних и внешних механизмов. Внутренние механизмы связаны с микроструктурой материала (размер зерна, состояние границ зерен, расположение частиц и образование вторичных фаз и т.д.), все остальные факторы, приводящие к повышению ударной вязкости, относят к внешним механизмам.

В последние десятилетия российские и зарубежные исследователи ведут активную работу по созданию металлических и металлокерамических материалов методами аддитивного выращивания. Значительный вклад в эту область исследований внесли следующие научные группы: МГТУ им. Н.Э. Баумана (Григорьянц А.Г.), «ВИАМ» (Каблов Е.Н.), ИЛиСТ (Туричин Г.А.), СПбПУ им. Петра Великого (Попович А.А.), ИФПМ СО РАН (Колубаев Е.А.), КНИТУ им. А.Н. Туполева (Горунов А.И.), МИСиС (Смуров И.Ю.), СТАНКИН (Гусаров А.В.), ФИАН им. П.Н. Лебедева (Шишковский И.В.), РАН US Department of Energy (США), Cranfield University (Великобритания), Beijing Institute of Technology (Китай), Institute of Laser and System Technologies, Hamburg University of Technology (Германия), University of Wollongong (Австралия) и др.

Несмотря на все достоинства многослойных композиций, они имеют существенные недостатки, поскольку склонны к короблению и расслаиванию в процессе термического воздействия и эксплуатации. Как уже было отмечено, поскольку теплофизические и прочие свойства материалов слоев имеют существенные различия, то во время процесса получения ФГМ аддитивными технологиями возникает много проблем, связанных как с теплонапряженным состоянием, так и другими видами дефектов, характерных для данного процесса. Наиболее часто встречающимися макро-дефектами являются нарушение сплошности материала, например, расслоения, трещины, макро и микропоры.

Проведенный анализ показывает, что исследования создания функционально- гетерогенных материалов активно развиваются, как с точки зрения охвата различных композиций керамик, металлов и сплавов, так и понимания, а главное, умения управлять физическими процессами, обуславливающими механические свойства создаваемых образцов.

При практическом использовании аддитивных технологий необходимо знать, как зависят оптимальные параметры процесса, прежде всего - мощность лазерного излучения, скорость перемещения и размер лазерного пятна, от объема наплавляемого материала. Знание законов, которые позволяли бы определить предпочтительные условия процесса, позволяющие повысить эффективность практического использования аддитивных технологий.

В большинстве теоретических работ на эту тему пользуются принципом ограниченного моделирования. Выбирается один основной процесс, а влиянием остальных либо пренебрегают, либо по возможности учитывают в упрощенной постановке.

В результате становится актуальным экспериментальный поиск

оптимальных условий получения качественных функциональных изделий с

помощью аддитивных технологий. К настоящему времени накоплена

довольно обширная база данных по аддитивным технологиям. Для

установления общих закономерностей эксперименты должны быть

выполнены в широком диапазоне параметров высокоэнергетического

лазерного воздействия. Для успешного решения физической задачи большое

значение имеет правильный выбор переменных, характеризующих

исследуемый объект. Обработка больших объемов данных существенно

упрощается, если удается представить их в виде зависимостей между

безразмерными параметрами, как это делается при анализе сложных

физических систем методом подобия [3]. Это позволяет уменьшить

количество независимых переменных. Кроме того, формулировка результатов

с применением безразмерных параметров позволяет продвинуться в

понимании физической сущности происходящих в исследуемой системе

9

процессов и предсказании структурно-фазового состояния получаемых изделий.

Цели и задачи

Целью работы является создание научных основ лазерного аддитивного выращивания функционально-гетерогенных материалов с заданными эксплуатационными свойствами путем управления эволюцией структурно-фазового состояния при воздействии лазерного излучения.

Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:

1. Исследование влияния лазерного излучения на формирование «ванны» расплава и морфологию единичного наплавочного трека.

2. Поиск безразмерных параметров и установление соотношений, обобщающих экспериментальные данные в виде законов подобия.

3. Сравнительное исследование влияния непрерывного и импульсно-периодического лазерного излучения на формирование функционально -гетерогенных материалов.

4. Выявление закономерностей эволюции структурно-фазового состава формируемых функционально-гетерогенных материалов.

5. Разработка метода применения керамических и борных волокон в качестве армирующих элементов в титано-матричном покрытии, формируемом методом лазерного аддитивного выращивания.

6. Исследование влияния типа армирования (частицы или дискретные волокна) на сопротивление к разрушению при высокоскоростном взаимодействии с ударником.

7. Определение влияния типа армирования на механические свойства функционально-гетерогенных материалов.

8. Исследование влияния керамического армирования на разрушение материала при высокоскоростном соударении.

Комплексность задач обуславливается выполнением фундаментальных

междисциплинарных исследований в области физики взаимодействия

лазерного излучения с веществом, физики течения многофазной жидкости в

10

условиях интенсивного выделения энергии и химических реакций, в области механики разрушений и впервые применение методов диагностики на основе синхротронного излучения с целью создания функционально-гетерогенных материалов с заданными эксплуатационными характеристиками путем управления структурно-фазовым состоянием для изделий перспективной техники авиационного, космического и военного назначения.

Научная новизна работы

1. Впервые разработаны научные основы аддитивного лазерного выращивания функционально-гетерогенных материалов (ФГМ) с заданными физико-механическими и эксплуатационными характеристиками посредством контролируемых гидродинамических процессов в зоне плавления. Это было достигнуто за счет управляемого лазерного воздействия на порошковую смесь с различным процентным содержанием армирующих частиц.

2. Впервые показано, что процессы аддитивного выращивания для двух технологий — прямого лазерного выращивания и лазерной поверхностной наплавки — можно описать с помощью законов подобия. Эти законы имеют одинаковый вид как для металлических, так и для металлокерамических материалов. С использованием уравнения теплопроводности с мгновенным сосредоточенным источником была впервые определена взаимозависимость ширины и глубины проплава от числа Ре и безразмерной энтальпии В.

3. Впервые проведены сравнительные исследования влияния непрерывного и импульсно-периодического излучения на процессы формирования функционально-гетерогенных материалов MCrBSi - WC и ВТ-6 - В4С методом аддитивного лазерного выращивания.

4. Впервые для исследования эволюции фазового состава функционально-

гетерогенных материалов, формируемых в нестационарных

быстропротекающих процессах при аддитивном производстве, применено

11

синхротронное излучение с использованием установки ИЯФ СО РАН, что позволило с высоким разрешением измерить распределение фазового состава в объеме материала. 5. Впервые предложено и экспериментально реализовано применение керамических и борных волокон в качестве армирующих элементов в титаноматричном покрытии, формируемом методом лазерного аддитивного выращивания. Показано, что применение волокон позволяет увеличить способность создаваемых функционально-гетерогенных материалов к сопротивлению высокоскоростным нагрузкам по сравнению с армированием в виде частиц.

Научная и практическая значимость работы

Научная и практическая значимость работы заключается в том, что

полученные в работе результаты исследований расширяют представления о

структурно-фазовых превращениях, происходящих при лазерном аддитивном

выращивании функционально-гетерогенных материалов. Полученные в

работе данные объясняют характер структурных преобразований в результате

высокоэнергетического лазерного воздействия, раскрывают связь фазового

состава с механическими характеристиками формируемых ФГМ. Разработаны

новые составы и технологии создания титаноматричных композитов с

добавками керамических частиц (WC, TiB, TiB2, B4C, SiC, B) и волокон,

обеспечивающие существенное повышение микротвердости (до 1650 HV0.3),

износостойкости (в 6 раз выше по сравнению с базовым сплавом), а также

ударостойкости за счет in situ синтеза вторичных фаз. Предложен и

экспериментально обоснован новый подход к созданию функционально -

гетерогенных материалов, сочетающий преимущества in situ синтеза,

трехмерной печати и армирования керамическим волокном. Это открывает

возможности для проектирования легких, прочных и износостойких

конструкционных материалов, способных работать в условиях экстремальных

нагрузок, включая авиацию, космическую технику, бронезащиту и

12

инструментальную промышленность. Основными потребителями представленной технологии являются предприятия, входящие в АО «Объединенная двигателестроительная корпорация», ПАО «Корпорация ВСМПО-АВИСМА» и другие.

Финансовая поддержка работы

Работа выполнена при следующей финансовой поддержке: базового государственного задания № АААА-А17-117030610122-6 (Шифр проекта: 18.1.1, Номер проекта: 0323-2019-0001) «Разработка научных основ создания принципиально нового высокопрочного функционально-градиентного гетерогенного материала на основе лазерных и аддитивных технологий»; базового государственного задания № АААА-А17-117030610122-6 (Номер гос. регистрации: 121030900259-0, Шифр проекта: FWNE-2021-0019) «Применение синхротронного излучения для создания научных основ получения новых гетерогенных материалов с уникальными физико-механическими свойствами с помощью лазерного воздействия»; базового государственного задания № АААА-А17-117030610122-6 (Номер гос. регистрации: 124021500015-1) «Разработка научных основ применения лазерного излучения для создания новых объемно-структурированных гетерогенных материалов с заданными свойствами и синхротронного излучения для определения их фазового состава»; гранта РНФ 18-79-00052 «Исследование послойного лазерного формирования функционально-градиентных металлокерамических структур, включающих в себя В4С, ТЮ и Т1В2, используя импульсно-периодическое лазерное излучение»; гранта РФФИ 19-48-543004 «Разработка научных основ создания многоуровневых металлокерамических структур, используя импульсно-периодическое лазерное излучение в аддитивных технологиях»; гранта РНФ 18-79-00052 «Исследование послойного лазерного формирования функционально-градиентных металлокерамических структур, включающих в себя В4С, ТЮ и ЛВ2, используя импульсно-периодическое лазерное излучение».

13

Методология и методы исследования

Для создания функционально-гетерогенных материалов, исследования их структурно-фазового состояния и механических характеристик использовалось современное оборудование. Эксперименты по лазерному аддитивному выращиванию проводились на основе двух технологий — прямого лазерного выращивания и лазерной поверхностной наплавки выполнялись на автоматизированном лазерном технологическом комплексе Сибирь 1 и Сибирь 2 (на базе непрерывного и импульсно-периодического СО2-лазера с длиной волны излучения 10,6 мкм) и Сварог (на базе непрерывного иттербиевого волоконного лазера с длиной волны 1,07 мкм). Для исследования структурно-фазового состава формируемых функционально-гетерогенных материалов использовалась установка класса экспериментальная станция "Дифрактометрия в «жестком» рентгеновском диапазоне" (ИЯФ СО РАН). Часть исследований выполнялась на базе оборудования ЦКП «Механика» (ИТПМ СО РАН) и ЦКП «Сибирский центр синхротронного и терагерцового излучения». Для исследования макро-, мезо- и микроструктуры формируемых функционально-гетерогенных материалов использовался лазерный конфокальный сканирующий микроскоп Olympus LEXT3000, сканирующий электронный микроскоп Zeiss MERLIN Compact, рентгеновский дифрактометр D8 Advance. Подготовка порошковых смесей проводилась на V-образном смесителе с последующей просушкой в камерной печи Carbolite 1200 0С. Для проведения пробоподготовки использовали системы пробоподготовки шлифов: автоматические отрезные и полировальные машины. Для проведения механических испытаний использовали твердомер Testsystems, микротвердомер Wilson Hardness Group Tukon1102, нанотвердомер НаноСкан-3D, трибометр Nanovea T50. Экспериментальные исследования стойкости создаваемых композитных материалов проводились с использованием процесса высокоскоростного взаимодействия ударника и мишени. Ускорение ударников, в рамках проекта, осуществлялось с использованием электродинамического ускорения масс (ЭДУМ).

14

Положения, выносимые на защиту

1. Разработанные научные основы создания функционально-гетерогенных материалов, позволяющие получать повышенные физико-механические и эксплуатационные характеристики путем управления структурно-фазовым состоянием в процессе лазерного аддитивного выращивания.

2. Установленные законы подобия, определяющие условия получения качественного металлического (на основе Т^ М, Fe) и металлокерамического покрытия с армирующими фазами ЛВ, ЛВ2, В4С, WC, SiC и В. Экспериментально установлено, что оптимальные условия формирования материалов универсальны и определяются безразмерной энтальпией (2,6 < В < 3,3) и числом Пекле (10,6 < Ре < 13,6), независимо от длины волны излучения, типа материала и концентрации армирующих фаз.

3. Результаты сравнительного исследования влияния непрерывного и импульсно-периодического излучения на процессы формирования функционально-гетерогенных материалов NiCrBSi - WC и ВТ-6 - В4С методом аддитивного лазерного выращивания.

4. Разработанные физические основы эволюции фазового состава функционально-гетерогенных материалов (сплавов на основе железа, никеля и титана, армированных карбидами и боридами), формируемых в условиях нестационарных быстропротекающих процессов при лазерном аддитивном производстве. В исследованиях использован метод дифракции синхротронного излучения, что позволило достичь высокого пространственного разрешения при определении фазового состава в объеме материала.

5. Метод лазерного аддитивного выращивания для получения титаноматричного покрытия, армированного керамическими и борными волокнами. Показано, что применение волокон позволяет в 1,5 раза увеличить способность создаваемых композитных материалов к сопротивлению высокоскоростным нагрузкам по сравнению с исходным неармированным материалом.

Степень достоверности и апробация результатов

Основные результаты исследований, обобщенные в диссертационной работе, доложены и обсуждены на следующих всероссийских и международных конференциях и симпозиумах:

Международная конференция «Физическая мезомеханика. Материалы с

многоуровневой иерархически организованной структурой и

интеллектуальные производственные технологии» (Томск, 2017, 2018, 2019,

2020, 2021, 2022, 2023); Всероссийская конференция с международным

участием «Высокоэнергетические процессы в механике сплошной среды»

(Новосибирск, 2017, 2019, 2020); Всероссийская школа-конференция для

молодых ученых «Проблемы механики: теория, эксперимент и новые

технологии» (Новосибирск, 2018, 2019, 2020, 2021, 2022, 2023);

Международный семинар «Междисциплинарные проблемы аддитивных

технологий» (Томск, 2018, 2019); 12TH CIRP Conference on Photonic

Technologies LANE (Германия, Фюрт, 2018); Международная научная

конференция «Актуальные проблемы прочности» (Белоруссия, Витебск,

2018); Международная конференция по методам аэрофизических

исследований ICMAR (Пермь, Новосибирск, 2018, 2020); Международная

научно-техническая молодежная конференция «Перспективные материалы

конструкционного и медицинского назначения» (Томск, 2018); Всероссийская

конференция «Геодинамика. Геомеханика и геофизика» (Новосибирск, 2019);

Всероссийский семинар с международным участием «Динамика

Многофазных Сред» (Новосибирск, 2019); Всероссийская научная

конференция с международным участием «Механика композиционных

материалов и конструкций, сложных и гетерогенных сред» (Москва, 2019);

Международная научная конференция «Современные материалы и передовые

производственные технологии» (Санкт-Петербург, 2019); Всероссийский

съезд по фундаментальным проблемам теоретической и прикладной механики

(Уфа, Санкт-Петербург, 2019, 2023); Международная конференция

«Механика, ресурс и диагностика материалов и конструкций» (Екатеринбург,

16

2020, 2022); Всероссийская конференция с участием зарубежных учёных по численным методам решения задач теории упругости и пластичности (Красноярск, 2021, 2023); Международная конференция «Лучевые технологии и применение лазеров» (Санкт-Петербург, 2021); Международная научно-техническая конференция "Машиностроительные Технологические Системы" (Ростов-на-Дону, 2021); Synchrotron Radiation Techniques for Catalysts and Functional Materials (Новосибирск, 2022); International Conference on Advanced Laser Technologies (Самара, 2023).

Достоверность результатов обеспечена использованием комплекса современных аналитических методов исследования структуры материалов и оценки их свойств, воспроизводимостью экспериментальных данных, статистической обработкой результатов измерений, соответствием результатов исследований данным, полученным другими группами специалистов. Для формирования ФГМ из металлокерамических материалов и исследования их структуры и свойств было использовано современное технологическое и аналитическое оборудование. Эксперименты по лазерному выращиванию металлокерамических материалов выполнялись на автоматизированном лазерном технологическом комплексе Сибирь на базе СО2-лазера и на автоматизированном лазерном технологическом комплексе Сварог на базе иттербиевого волоконного лазера. При выполнении исследований фазового состава формируемых металлокерамических материалов использовали установку класса «мегасайенс» входящую в ЦКП «Сибирский центр синхротронного и терагерцового излучения», экспериментальная станция "Дифрактометрия в «жестком» рентгеновском диапазоне" (ИЯФ СО РАН). Часть исследований выполнялась на базе оборудования ЦКП «Механика» (ИТПМ СО РАН).

Личный вклад автора

Результаты, представленные в диссертационной работе, получены

лично автором либо в соавторстве с другими специалистами при его

17

непосредственном участии. Диссертантом поставлена цель работы, сформулированы задачи, основные положения и выводы. Проведены эксперименты по исследованию и оптимизации процессов взаимодействия лазерного излучения с порошковыми материалами. В соавторстве проведены исследования структурно-фазового состава и механических свойств. Основные закономерности эволюции фазового состава и получение функционально-гетерогенных материалов получены автором в соавторстве. Представление материалов диссертации согласовано с соавторами.

Публикации

По материалам диссертации опубликовано 29 печатных работ, входящих в перечень ВАК или в базы данных Web of Science и Scopus, и 21 работа в сборниках трудов всероссийских, а также международных и зарубежных конференций.

Соответствие паспорту заявленной специальности

Тема и содержание диссертационной работы соответствуют паспорту специальности 1.1.9 механика жидкости, газа и плазмы согласно пунктам 9. Физико-химическая гидромеханика (течения с химическими реакциями, горением, детонацией, фазовыми переходами, при наличии излучения и др.) и 16. Тепломассоперенос в газах и жидкостях и 1.1.8 - механика деформируемого твердого тела согласно пунктам 1. Законы деформирования, повреждения и разрушения материалов, в том числе природных, искусственных и вновь создаваемых и 4. Механика композиционных материалов и конструкций, механика интеллектуальных материалов.

Структура и объем работы

Диссертация состоит из введения, 6 глав, заключения, списка литературы из 234 наименований и двух приложений. Общий объем

диссертации составляет 332 страницы, включая 237 рисунков и 43 таблицы.

18

Краткое содержание работы по главам

Во ведении диссертации обосновывается актуальность выбранной темы, формулируются цель и основные задачи исследования, определяются научная новизна, научная и практическая значимость результатов работы, а также приводятся защищаемые положения диссертации. В конце введения представлена структура диссертации и кратко изложено содержание работы.

Глава 1 охватывает ключевые аспекты аддитивных технологий, включая их определения, классификацию и обзор литературы, посвящённый исследованию процессов, протекающих при аддитивном выращивании. Описаны различные технологические процессы и материалы, используемые в этой области, а также приведены примеры их применения в медицине, аэрокосмической промышленности, автомобилестроении и др. Особое внимание уделено работам, посвящённым формированию металломатричных композитных материалов, а также обобщению результатов с помощью метода подобия и размерности.

Глава 2 посвящена описанию экспериментального оборудования и методик измерения, используемых в работе. Приведены характеристики применяемых комплексов на базе газоразрядного СО2-лазера с длиной волны излучения 10,6 мкм и иттербиевого волоконного лазера с длиной волны 1,07 мкм. Подробно описаны материалы, методы и оборудование, используемые в исследовании, а также обоснование выбора этих компонентов.

Список литературы диссертационного исследования доктор наук Голышев Александр Анатольевич, 2025 год

■щ -

1 •. •

>000 Моих V (рт|

а б

Рисунок 5.1.23 - Зависимость модуля упругости (а) и твердости (б) от места измерения ВТ-6 + 50% об. дробленое волокно БЮ.

Исследования композитного материала на основе керамических частиц БЮ показали, что механические свойства зависят только от распределения частиц карбида кремния. Модуль упругости составил 160±15 ГПа (рис. 5.1.24а), а твердость 7,5±0,7 ГПа (рис. 5.1.246). При попадании индентора в керамическую частицу значения твердости и модуля упругости значительно превосходили механические характеристики наплавляемого слоя: по твердости 35±10 ГПа (рис. 5.1.24а), по модулю упругости 350±50 ГПа (см. рис 5.1.246).

а б

Рисунок 5.1.24 - Зависимость модуля упругости (а) и твердости (6) от места измерения для образца ВТ-6 + 10% масс. порошок БЮ.

Измерение износостойкости проводилось на трибометре Т50. Нагрузка составляла 2 Н, длина хода индентора 5 мм, время испытаний 4 часа. В качестве пары трения использовался шарик WC диаметром 3 мм. На рисунке 5.1.25 представлены фотографии с микроскопа формируемых дорожек в результате трения для образца ВТ-6 и ВТ-6 + 50% об. дробленое волокно SiC.

Рисунок 5.1.25 - Фотографии формируемых дорожек в результате трения для образца ВТ-6 (а) и ВТ-6 + 50% об. дробленое волокно SiC (б).

Из рисунка 5.1.25 видно, что формируемая царапина для образца ВТ-6 характеризуется существенной неоднородностью по сравнению с образцом ВТ-6 + 50% об. дробленое волокно SiC. Измерение объема царапины показало, что для образца с керамическим волокном объем удаленного материала в 1,6 раза больше по сравнению с ВТ-6. Это объясняется тем, что армирующие волокна отрываются от металлической матрицы и работают как абразивные частицы, что приводит к увеличению износа и, как следствие, к большей царапине. На рисунке 5.1.26 представлены фотографии с детальной структурой формируемых царапин. Видно, что для образца ВТ-6 + 50% об. дробленое волокно SiC на поверхности царапины наблюдаются керамические волокна, а сама структура износа отличается от образца ВТ-6.

а б

Рисунок 5.1.26 - Фотографии с структурой формируемых дорожек в результате трения для образца ВТ-6 (а) и ВТ-6 + 50% об. дробленое

волокно SiC (б)

Композитные материалы часто используются в условиях, где они подвергаются высоким динамическим нагрузкам, таким как удары, вибрации или циклические нагрузки. Высокоскоростное динамическое взаимодействие позволяет проводить испытания, которые точно моделируют эти условия, обеспечивая более точную оценку прочности и устойчивости материалов [210-212]. Это важно для предсказания поведения материалов в реальных условиях эксплуатации и для разработки более надежных и долговечных изделий.

Экспериментальные исследования стойкости композитных материалов проводились с использованием процесса высокоскоростного взаимодействия ударника и мишени. В качестве ударника использовался стальной шарик ШХ 17 диаметром 4,8 мм и весом 0,5 грамма. На рисунке 5.1.27 представлены фотографии подложек из титанового сплава ВТ-20 после соударения с стальным ударником при разных скоростях. Наблюдается образование кратера округлой формы, диаметр которого увеличивается с ростом скорости стального шарика.

а б в

Рисунок 5.1.27 - Фотографии подложек из титанового сплава ВТ-20 после соударения с стальным ударником (а - скорость ударника 705 м/с, б -скорость ударника 1165 м/с, в - скорость ударника 1600 м/с) Проведены исследования формируемых кратеров. На рисунке 5.1.28 представлены значения глубины и ширины кратера в зависимости от скорости ударника. Видно, что при увеличении скорости с 700 м/с до 1600 м/с глубина кратера возросла в 2,6 раза, а ширина кратера - в 1,4 раза.

Скорость ударника, м/мин

Рисунок 5.1.28 - Зависимости глубины и ширины кратера от скорости

ударника.

Используя найденные оптимальные режимы лазерного воздействия, были сформированы покрытия толщиной 3 мм на подложке из титанового сплава ВТ-20. На рисунке 5.1.29а представлено покрытие из титанового сплава ВТ-6. На рисунке 5.1.29б представлено покрытие из металлокерамической

порошковой смеси ВТ-6 + 10% масс. порошок БЮ, сформированное методом прямого лазерного выращивания. На рисунке 5.29в представлено покрытие из металлокерамической порошковой смеси ВТ-6 + 50% об. дробленое волокно БЮ, сформированное методом поверхностной лазерной наплавки.

а б в

Рисунок 5.1.29 - Фотографии сформированных (а - ВТ-6, б - ВТ-6-порошок БЮ 9:1 % масс., в - ВТ-6- дробленое волокно БЮ 1:1 % об.).

На рисунке 5.1.30 показаны фотографии покрытий после ударных испытаний. В результате взаимодействия ударника с мишенями образовался кратер с различным характером разрушения.

а б в

Рисунок 5.1.30 - Фотографии покрытий после испытаний на ударостойкость (а - ВТ-6, б - ВТ-6 + 10% масс. порошок БЮ, в - ВТ-6 + 50% об. дробленое волокно SiC).

242

Видно, что при высокоскоростном взаимодействии ударника с металлокерамическим покрытием происходит разрушение наплавленного слоя по периметру кратера (рис. 5.1.30а). Для образца с керамическим волокном разрушение происходит в виде дискообразования (рис. 5.1.30в), тогда как для образца с частицами керамики разрушение происходит в виде кратера с выкрашиванием (рис. 5.1.30б). Полученный результат объясняется тем, что использование керамических частиц привело к большему образованию вторичных фаз по сравнению с использованием волокна, при котором часть волокна сохранилась в композите. Это согласуется с литературными данными, согласно которым баллистический отклик после ударных испытаний зависит от структурно-фазового состава сплавов. Мишени с ламеллярной микроструктурой демонстрируют хрупкое дисковое разрушение, тогда как однофазные сплавы с равноостной микроструктурой разрушаются за счет вязкого роста отверстий.

Однако, если исследовать оставшуюся глубину кратера, то для образца БЮ (порошок) - ВТ-6 глубина кратера составляет 1440 мкм. В случае применения дискретного керамического волокна глубина кратера составляет 1130 мкм (кратер в подложке уменьшился на 22%). Полученные результаты позволяют сделать вывод, что покрытие с волокнами обеспечивает эффективное рассеяние кинетической энергии ударника по всему объему образца, а не только вблизи точки воздействия ударника.

5.2 Лазерное аддитивное выращивание титано-матричных композитов, армированных волокнами бора.

В данной главе рассматривается создание металломатричного композитного материала с использованием волокон бора в качестве армирующих элементов. В качестве металлической связки использовался порошок ВТ-6 на основе титана сферической формы (рис. 5.1.1). В качестве армирующих элементов использовались борные волокна производства АО «ГНИИХТЭОС» (рис. 5.2.1) с диаметром 100 мкм. В сердцевине керна волокна находится вольфрамовая проволока.

а б

Рисунок 5.2.1 - СЭМ изображение борного волокна: увеличение х1500 (а) и

х3000 (б).

В качестве подложки использовалась пластина из титанового сплава ВТ-20 с размерами 50x50x10 мм. Перед началом работы титановый порошок помещался в печь на 1 час при температуре 110°С. Использовался метод поверхностной лазерной наплавки в защитной среде (гелий) (см. рис. 5.1.5). Дискретные волокна укладывались на подложку первым подслоем. Далее наносился второй подслой из порошка ВТ-6, и затем сканировался лазерным излучением с длиной волны излучения 1,07 мкм. На рисунке 5.2.2 представлен типичный вид сверху единичных треков, наплавленных на подложку.

№ Мощность излучения, Вт Скорость сканирования, мм/с

1 600 8

2 600 12

3 600 16

4 600 20

5 800 8

6 800 12

7 800 16

8 800 20

Рисунок 5.2.2 - Вид сверху единичных треков, наплавленных при разных режимах лазерного воздействия (толщина слоев 200/400 мкм).

Первоначальным этапом по созданию композитного материала было проведение поиска режимов лазерного воздействия (мощность лазерного излучения P, скорость перемещения V, диаметр пучка d, расход газа, расход порошка) с целью получения качественных единичных треков (без пор, неоднородностей, трещин и т.д.). Оптимизация процесса лазерного воздействия проводилась на трех начальных концентрациях борных волокон (200/300, 200/400, 200/500 мкм, где первая цифра - толщина слоя с волокнами, вторая цифра - толщина слоя с ВТ-6).

На рисунках 5.2.3-5.2.5 представлены фотографии поперечных шлифов единичных треков для смеси ВТ-6 - борное волокно с разной концентрацией дробленного борного волокна при разных значениях мощности лазерного излучения W и скорости сканирования V при постоянном диаметре пятна d равной 2.1 мм.

Мощность излучения, Вт

600 800 1000 1200

Рисунок 5.2.3 - Фотографии единичных треков смеси борное волокно + ВТ-6 200/300 мкм, при разных параметрах лазерного воздействия.

Мощность излучения, Вт

600 800 1000 1200

Рисунок 5.2.4 - Фотографии единичных треков смеси борное волокно + ВТ-6 200/400 мкм, при разных параметрах лазерного воздействия.

Мощность излучения, Вт

600 800 1000 1200

Рисунок 5.2.5 - Фотографии единичных треков смеси борное волокно + ВТ-6 200/500 мкм, при разных параметрах лазерного воздействия.

Видно, что при разных режимах формируются отличные друг от друга единичные треки (рис. 5.2.3-5.2.5). Меняется как форма наплавляемой дорожки (центральная часть может быть выпуклая или вогнутая), так и угол смачиваемости. Кроме того, при некоторых режимах единичные треки содержат поры.

По результатам оптимизации был выбран режим для смеси дробленное борное волокно - ВТ-6 200/400 мкм, характеризующийся отсутствием дефектов (пор и трещин). Значение параметров для оптимального режима составляют: мощность лазерного излучения 600 Вт, скорость сканирования 16 мм/с, диаметр пятна 2,1 мм.

Используя выбранный режим лазерного воздействия, был сформирован многослойный (8 и более слоев) титаноматричный композит, внешний вид и микроструктура которого показаны на рисунке 5.2.6.

а б

Рисунок 5.2.6 - Многослойный композиционный материал: внешний вид (а) и микроструктура (б) На рисунке 5.2.7 представлена микроструктура наплавленного многослойного композитного материала, полученного при выбранном режиме лазерного воздействия. Как можно заметить по снимкам (рис. 5.2.7), материал очень неоднороден. Области, обогащённые бором, как правило, находятся вблизи борных волокон.

Исследования химического состава и распределения армирующих частиц в объёме формируемого материала проводились на электронном микроскопе.

Рисунок 5.2.7 - Общий вид микроструктуры покрытия с волокном бора.

На границах некоторых слоёв (рис. 5.2.8) можно заметить, что волокна слабо взаимодействовали с материалом предыдущего слоя, из-за чего можно увидеть резкую границу, проходящую через обломки исходных волокон.

В слоях с низким содержанием бора (Рисунок а) видны отдельные вытянутые частицы. EDX анализ (Таблица 5.2.1) показал в них соотношение B:Ti близким к 2:1, что соответствует TiB2. Пространство между частицами неоднородно, а элементный анализ показал количество бора, недостаточное для формирования TiB, из чего можно предположить, что оно заполнено смесью ^ и TiB.

В слоях с высоким содержанием бора (Рисунок б) можно увидеть, что вытянутые кристаллы расположены более плотно, что ожидаемо при увеличении концентрации бора. Хотя EDX анализ не проводился в этой области, можно предположить, что этими кристаллами являются TiB2 по аналогии с предшествующими наблюдениями. Также можно заметить, что на поверхности частиц есть слой с большим содержанием тяжёлых элементов.

Рисунок 5.2.8 - Обломок борного волокна на границе слоя.

Рисунок 5.2.9 - Микроструктура слоя с низким (а) и высоким (б)

содержанием бора. Таблица 5.2.1 - Результаты EDX анализа (5.2.9)

Точка Ti, ат.% B, ат.% Al, ат.% V, ат.%

1 35,86 62,98 - 1,16

2 36,65 62,11 - 1,24

3 54,11 39,73 4,26 1,89

Измерения фазового состава с поверхности осуществлялось с помощью рентгенофазового анализа на отражение и в объеме с помощью синхротронного излучения. Рентгенофазовый анализ образца ВТ-6 - борное волокно проводился на рентгеновском дифрактометре D8 Advance. В результате, в образце было обнаружено образование вторичных фазовых соединений (см. рис.5.2.10).

Рисунок 5.2.10 - Рентгенограмма образца ВТ-6- дробленное борное

волокно.

Результаты количественного анализа фазового состава приведены в таблице 5.2.2.

Таблица 5.2.2 - Количественный анализ рентгеновской дифрактометрии.

Фазовый сотава Значение % Ошибка

аИ 0,289 0,002

ИБ 0,100 0,003

ИВ2 0,610 0,003

Согласно таблице 5.2.2, в металломатричном композите произошло растворение волокна с образованием в основном фазы ТВ2 и частично ТВ. Взаимодействие металлического В с Т подробно рассмотрено в главе 4.3.5 данной диссертации.

Для определения фазовых соединений было проведено исследование с помощью синхротронного излучения (СИ). По изображениям дифракционных кругов сформирована рентгенограмма для образца ВТ-6 - дробленное борное волокно (рис. 5.2.11).

Рисунок 5.2.11 - Рентгенограммы в геометрии Дебая - Шеррера для образцов ВТ-6 -порошок бора и ВТ-6 -дробленное волокно бора.

Фазовый анализ показал (рис. 5.2.11), что процесс наплавки привёл к формированию боридов титана - ^В и ^В2. Также можно заметить, что часть исходного титанового сплава претерпела превращение в упорядоченный твёрдый раствор а2^зА1.

В полученном покрытии наблюдается существенная неравномерность распределения упрочняющих частиц. Наблюдаются как зоны с крайне высокой концентрацией бора, в которых преимущественно наблюдается Т1В2, так и зоны, в которых наблюдаются немногочисленные кристаллы Т1В2 в матрице из смеси титана и Т1В. При этом по результатам электронной микроскопии видно, что борное волокно растворилось лишь частично.

В областях, богатым бором, частицы Т1В2 химически неоднородны (рис. 5.2.9), и на их поверхности виден слой, обогащённый тяжёлыми элементами. Поскольку в системе Т1-В есть перитектическая реакция Ь+Т1В2^Т13В4, можно предположить, что эта реакция начала протекать, но не успела закончиться, так как она протекает в крайне узком (~20 К) интервале температур [213]. На перитектическую реакцию также указывает то, что её

продукты расположены на поверхности ^В2. Тем не менее, как было показано, ^3В4 не был обнаружен при фазовом анализе (Ошибка! Источник ссылки не найден.5.2.11).

Так как существенное растворение бора приводит к связыванию титана, концентрации алюминия в твёрдом растворе титана оказалось достаточно для его упорядочивания и превращения в а2^3А1. Ввиду того, что фазовый анализ покрытия с волокном бора показал наличие как неупорядоченных (а и в), так и упорядоченного твёрдого раствора (а2), можно предположить, что в областях с большим содержанием бора титана было связано достаточно для упорядочивания в остатке металлической матрицы, тогда как в остальных областях сохранился неупорядоченный твёрдый раствор. В этом случае упорядочивание в и так богатой хрупкими фазами области приведёт к дополнительному упрочнению, и, вместе с тем, охрупчиванию, что можно проверить методом Палмквиста.

Проведены исследования механических характеристик наплавляемых образцов. На рисунке 5.2.12 приведены зависимости микротвердости единичных треков от параметров лазерного воздействия при разной толщине слоя. Из анализа графиков видно, что существует режим наплавки, характеризующийся максимальной микротвердостью. Причем, стоит отметить, что при увеличении концентрации металлической матрицы максимальное значение микротвердости уменьшается.

л

а

б

в

Рисунок 5.2.12 - Зависимость микротвердости единичных треков от параметров лазерного воздействия при разной толщине слоя волокно/ВТ-6: 200/300 мкм (а), 200/400 мкм (б), 200/500 мкм (в). По результатам оптимизации был выбран режим для смеси дробленное борное волокно - ВТ-6 200/400 мкм, характеризующийся отсутствием

253

дефектов (пор и трещин). Значение параметров для оптимального режима составляют: мощность лазерного излучения 600 Вт, скорость сканирования 16 мм/с, диаметр пятна 2,1 мм. Из рисунка 5.2.12 видно, что данный режим характеризуется значением микротвердости близким к максимальному.

На рисунке 5.2.13 представлена зависимость микротвердости покрытия ВТ-6 - борное волокно от удаления от подложки. Измерения проводились для матрицы с шагом 250 мкм между отпечатками. Так как микроструктура исследуемого образца сильно неоднородна (рис. 5.2.7), это приводит к большому разбросу значений микротвердости в зависимости от зоны измерения. Например, первая часть образца (первые 500 мкм) характеризуется относительно низкой микротвердостью 400-500 HV0.3. Однако затем происходит резкое увеличение микротвердости до значения 1400 HV0.3 и опять резкое падение до значений 600 HV0.3.

граница полложка - наплавка

0 1000 2000 3000

Растояпне. мкм

Рисунок 5.2.13 - Зависимость микротвердости покрытия ВТ-6 - борное

волокно от удаления от подложки.

В связи с тем, что формируемые металлокерамические композитные материалы представляют собой многослойную структуру с существенно различающейся морфологией, необходимо более тщательно исследовать показатели твердости. Проведено инструментальное индентирование по

методике Оливера-Фарра образца металлокерамического композита на основе титанового сплава ВТ-6 с добавлением борного волокна (см. рис. 5.2.14).

во

55

го

О.

о 30

13Р23 серия 1

т • Т • 1 ' -600

• • • • • • • . • • ■ • • >1

-400 л

• 4 « • 9 « « « ' ф •• ' ;«*•• • (О С о

4 • • * 1 .1 « «• « а • ■« ш

~ 4 •• • ■ • • • а • • • • ■ • я .. .. .,'Л .. -200

• •(. * л • ^ 4 ' • < • ..."

•• • л

т ■ . - ■ ■ | Н -0

25000 26000 27000

МоЮг У (рт)

а

28000

б

Рисунок 5.2.14 - Зависимость модуля упругости и твердости от места измерения для образца ВТ-6 - борное волокно (а - 1 серия

уколов, б - 2 серия уколов). Само наплавленное покрытие характеризуется существенной неоднородностью как микроструктуры, так и механических свойств. Значения приведенного модуля и нанотвердости могут достигать 400 и 40 ГПа

(см. рис. 5.2.14а и б) соответственно, что может говорить о наличии в составе твердых карбидных или борных соединений. При этом отмечаются в покрытии и области с низкими значениями механических свойств, полученные в тех областях покрытия, в которых находятся поры и трещины.

Используя найденные режимы лазерного воздействия, были сформированы покрытия толщиной 3 мм на подложке из титанового сплава ВТ-20. На рисунке 5.2.15а представлено покрытие из титанового сплава ВТ-6. На рисунке 5.2.15б представлено покрытие ВТ-6 - 10% масс. порошок В, сформированное методом прямого лазерного выращивания. На рисунке 5.2.15в представлено покрытие ВТ-6 - дробленное волокно В, толщина слоя 400/200 мкм, сформированное методом поверхностной лазерной наплавки.

а б в

Рисунок 5.2.15 - Фотографии сформированных покрытий для ударных испытаний (а - ВТ-6, б - ВТ-6 - 10% масс. порошок В, в - ВТ-6-дробленное волокно В, толщина слоя 400/200 мкм).

На рисунке 5.2.16 показаны фотографии покрытий после ударных испытаний. В работе, в качестве ударника использовался стальной шарик ШХ 17 диаметром 4,8 мм и весом 0,5 грамма. В результате взаимодействия ударника с мишенями образовался кратер с различным характером разрушения.

ч^Н ■■кг,

а б в

Рисунок 5.2.16 - Фотографии покрытий после ударных испытаний (а - ВТ-6, б - ВТ-6- порошок В 9:1 % масс., в - ВТ-6- дробленное волокно В,

толщина слоя 400/200 мкм).

Видно, что при высокоскоростном взаимодействии ударника с гетерогенным покрытием происходит разрушение наплавленного слоя по периметру кратера. Причем, для образца с борным волокном разрушение происходит в виде дискообразования (рис. 5.2.16в). Для образца с частицами бора разрушение происходит в виде кратера с выкрашиванием (рис. 5.2.16б).

На рисунке 5.2.17 представлены фотографии покрытия после испытаний на ударостойкость при использовании керамических волокон БЮ (рис. 5.2.17а) и борных волокон В (рис. 5.2.17б). Видно, что в обоих случаях формируется дискообразное разрушение

Рисунок 5.2.17 - Фотографии покрытий после испытаний на ударостойкость (а - ВТ-6- дробленное волокно В, толщина слоя 400/200 мкм, б - ВТ-6 - дробленное волокно БЮ толщина слоя 200/200 мкм). В таблице 5.2.3 приведены численные результаты исследования различных образцов с указанием скорости ударника и глубины кратера.

Таблица 5.2.3 - Результаты исследования ударостойкости формируемых

покрытий.

№ Тип материала Скорость ударника (м/с) Глубина кратера (мм)

1 Подложка ВТ-20 1075 3,78

2 Подложка ВТ-20 1187 3,88

3 ВТ-6 1183 3,59

4 ВТ-6 1260 3,96

5 ВТ-6+10% БЮ 1283 3,37

6 ВТ-6+ вол. БЮ 1165 3,14

7 ВТ-6+ 10% В 1209 2,59

8 ВТ-6+ вол. В 1170 2,21

На рисунке 5.2.18 показана зависимость глубины кратера для исходного материала, наплавленного покрытия без керамики, и с керамикой БЮ и В в виде частиц и волокон.

Рисунок 5.2.18 - Зависимость глубины кратера от структуры материала.

Согласно рисунку 5.2.18, применение керамических частиц позволяет снизить глубину кратера, причем эффективно применять керамику в виде волокон.

Выводы к главе 5

Методом лазерного аддитивного выращивания впервые получены металлокерамические композиты на основе титанового сплава ВТ-6, армированные дискретными керамическими волокнами SiC и В. Показано, что для формирования качественных единичных треков с максимальной концентрацией армирующих волокон необходимо соблюдение определённых режимных параметров: скорость перемещения лазерного луча должна превышать 16 мм/с, а поверхностная плотность энергии лазерного излучения не должна превышать 15 Дж/мм2. При указанных параметрах лазерной обработки создаются условия для формирования положительного градиента поверхностного натяжения в расплавленной зоне, что инициирует развитие конвекции Марангони. В результате реализуется линзообразный профиль наплавляемого трека, способствующий равномерному распределению армирующих элементов в матрице.

Исследования показали, что при высокоскоростном взаимодействии ударника с металлокерамическим покрытием наблюдаются различные механизмы разрушения наплавленного слоя. В образце с волокнами разрушение происходит в виде дискообразования (границы кратера отсутствуют), тогда как в образце с частицами керамики разрушение происходит в виде кратера с выкрашиванием.

Установлено, что добавление армирующих элементов в титановую матрицу приводит к уменьшению глубины кратера. В случае применения борного волокна глубина кратера уменьшилась на 47% по сравнению с ВТ-6. Покрытия с волокнами обеспечивают эффективное рассеяние кинетической энергии ударника по всему объему образца, а не только вблизи точки воздействия ударника. Впервые показано, что применение волокон в качестве армирующих элементов по сравнению с частицами при создании функционально-гетерогенных материалов аддитивными технологиями позволяет повысить ударостойкость и снизить глубину кратера по сравнению с исходным материалом.

Глава 6. Обобщение результатов исследований и определение взаимосвязи структурно-фазового состава с механическими свойствами металлокерамических композитов. Законы подобия.

В данной главе представлены результаты исследований, направленных на выявление взаимосвязи между структурно-фазовым составом и механическими свойствами металлокерамических композитов, а также на определение соотношений подобия для технологии аддитивного лазерного выращивания.

В первом разделе рассматриваются общие закономерности, характерные для процесса лазерной наплавки металлических материалов. Исследования показывают, что параметры лазерного излучения, такие как мощность, скорость наплавки и режим излучения (непрерывный или импульсно-периодический), оказывают значительное влияние на структуру и свойства наплавленных материалов. Установлены ключевые зависимости между этими параметрами и конечными механическими характеристиками металлических материалов.

Второй раздел фокусируется на выявлении общих закономерностей для процесса лазерной наплавки металлокерамических материалов. В отличие от металлических материалов, металлокерамические композиты требуют более сложного подхода к контролю параметров наплавки из-за различий в физических и химических свойствах компонентов. Впервые показано, что геометрические размеры треков, независимо от концентрации керамики и технологии выращивания, определяются двумя безразмерными параметрами - нормированной энтальпией В и числом Пекле Ре и могут быть описаны единой зависимостью. Это открывает возможности для более эффективного планирования и проведения экспериментов.

В третьем разделе проводится аналитическое обоснование законов

подобия для технологии аддитивного лазерного выращивания. Законы

подобия позволяют масштабировать результаты экспериментов и

моделировать процессы наплавки для различных условий. Исследования

261

показывают, что законы подобия могут быть успешно применены для оптимизации параметров лазерного выращивания.

В четвертом разделе представлено обобщение результатов исследований структурно-фазового состава и механических свойств металлокерамических композитов. Анализ показывает, что структурно -фазовый состав напрямую влияет на механические свойства композитов. Показана эффективность армирования дискретным волокном или формирования слоистой структуры для сопротивления высокоскоростному нагружению. Показано, что использование легкого армирующего элемента (бор) в сочетании с эффективной формой (волокно) открывает большой потенциал применения такого рода композиционного материала для создания защитных элементов.

Таким образом, глава 6 предоставляет комплексное понимание взаимосвязи между структурно-фазовым составом и механическими свойствами металлокерамических композитов, а также демонстрирует применимость законов подобия для оптимизации технологии аддитивного лазерного выращивания.

Результаты данной главы опубликованы в [214-218].

6.1 Поиск общих закономерностей для процесса лазерной наплавки нержавеющей стали 316Ь.

В ходе оптимизации лазерного воздействия было показано, что для методов Ь8С и ОЫО выращивания морфология поверхности и структура единичных треков различаются. Известно, что наибольшее влияние на ванны расплава оказывают такие параметры, как мощность излучения, диаметр лазерного пятна и скорость сканирования [219,220]. Однако комбинация этих переменных представляет больший интерес для понимания процессов, протекающих в ванне расплава, по сравнению с отдельными переменными. Это связано с уменьшением количества параметров, которые необходимо

контролировать, что упрощает исследуемые процессы.

Определение ключевых параметров для процессов, протекающих при аддитивном выращивании, позволяет описать поведение ванны расплава и, следовательно, морфологию единичного трека. Показано, что, контролируя геометрические характеристики ванны расплава, можно напрямую управлять взаимосвязью между задаваемыми технологическими параметрами (мощность, скорость и т.д.) и микроструктурой [110]. Использование П-теоремы и безразмерных чисел [167] позволяет существенно упростить физическую модель процесса и найти определяющие параметры.

В настоящее время установлено, что для лазерных технологий, таких как резка, сварка и наплавка, определяющими безразмерными параметрами являются безразмерная энтальпия и число Пекле [107,117,132,221]:

1. Безразмерная энтальпия (В), указывает на соотношение

удельной энергии, поглощаемой материалом, и энергии, необходимой

для плавления В = = АР/(рСТт^аУй3).

2. Число Пекле (Ре) - обозначает соотношение между

п> уо

конвективным и кондуктивным переносом тепла Ре = —.

На рисунке 6.1.1 представлена зависимость безразмерной высоты (а), ширины (б) и глубины (в) единичного трека от безразмерной энтальпии для методов ЬБС и ОЫО выращивания. Теплофизические свойства нержавеющей стали взяты при комнатной температуре и составляют: поглощение нержавеющей стали А = 0,37; плотность р = 7,9 • 10-6 кг/мм3; удельная теплоемкость С = 500 Вт/(с*кг*К); температура плавления T =1713 К; температуропроводность а = 4,05 мм2/с.

в

в

Рисунок. 6.1.1 - Зависимость безразмерной высоты h (а), ширины w (б) и глубины Ь (в) единичного трека от безразмерной энтальпии для Ь8С и ОЫО

метода выращивания Видно, что параметр безразмерной высоты не зависит от технологии выращивания и имеет линейный вид в зависимости от безразмерной энтальпии (см. рис. 6.1.1). Однако для параметров безразмерной ширины (рис. 6.1.1б) и глубины (рис. 6.1.1в) единичного трека наблюдаются различия в наклоне аппроксимированной функции для технологий LSC и DMD. Так как объем материала в единицу времени для двух технологий был выбран одинаковый, можно предположить, что наблюдаемые отличия связаны с разным коэффициентом поглощения. В результате, на основе экспериментальных

данных получено, что коэффициент поглощения для технологии LSC в 1,3 раза меньше по сравнению с технологией DMD.

На рисунке 6.1.2 представлена зависимость безразмерной высоты (а), ширины (б) и глубины (в) единичного трека от числа Пекле для методов Ь8С и ОЫО выращивания.

а б в

Рисунок 6.1.2 - Зависимость безразмерной высоты (а), ширины (б) и глубины (в) единичного трека от числа Пекле для Ь8С и ОЫО метода

выращивания.

Видно, что параметры безразмерной высоты, ширины и глубины не зависят от технологии выращивания и имеют экспоненциальный вид в зависимости от числа Пекле (рис. 6.1.2).

В работе [222] введен коэффициент формы единичного трека

, w ширина

к = — =-, описывающий переход от режима кинжального

Ь глубина

проплавления к режиму теплопроводности ^ > 1 - теплопроводность, k < 1 - кинжальное проплавление).

Из рисунка 6.1.3 видно, что переход от режима кинжального проплавления к режиму теплопроводности происходит при значениях безразмерной энтальпии и числа Пекле приблизительно равных 2 и 10 соответственно. Особенно ярко переход наблюдается для числа Пекле (рис. 6.1.3). При значении Ре<10 происходит резкое увеличение безразмерной глубины единичного трека, что говорит о образовании кинжального проплавления (рис. 6.1.3в). Другими словами, когда относительная скорость продвижения источника превышает на порядок температуропроводность

материала Vb > 10Х, не хватает плотности энергии в единицу времени для сформирования парогазового канала (кинжального проплавления) и соответственно формируется режим теплопроводности.

а

б

ч

^ л

\ • у

^ .320 >мм

V-

V .

л . У V /

V .. / ' 480 «им

-НЯНЕ

' \ • ' '-г ' '

^ ( \ . ■

ч

V ' ч 1 / ^ 4ЯП мш

B = 0,81; Pe=17,9 B = 1,78; Pe=10,7 B =3,8; Pe=6,2

в

Рисунок 6.1.3 - Зависимость безразмерной глубины единичного трека от безразмерной энтальпии (а) и числа Пекле (б) для методов ЬБС и ОЫО.

6.2 Поиск общих закономерностей для процесса лазерной наплавки металлокерамических материалов.

Рассмотрим процесс прямого лазерного выращивания металлокерамической порошковой смеси ВТ-6 - SiC. Значения теплофизических констант для титанового сплава ВТ-6 и карбида кремния, следующие:

кг Дж Вт

Рвт-6 = 4450— СВТ-6 = 586—-— Двт-в = 10,88-т^ = 1627 К

м3 кг • К м • К

266

кг Дж Вт

= 3210 — , Свт-6 = 670--ДВТ-6 = 31

м3 кг • К м • К

Так как наплавляется не сплав ВТ-6, а его смесь с карбидом кремния, в расчетах необходимо использовать усредненные значения теплофизических констант. В процессе наплавки плавится в основном титан, поэтому в расчетах будет использоваться температура плавления титана. Усреднение плотности и теплоемкости производится по формулам:

Ркомп = Р^С^С

+ ДВТ6(1 -скомп = I + СВТ6(1 — "^¿сХ

где ркомп - плотность композита, дВТ-6 - плотность ВТ-6, д^ с - плотность SiC, скомп - теплоемкость композита, сВТ-6 - теплоемкость ВТ-6, ^ с -теплоемкость SiC, с - объемная доляSiC.

Усреднение теплопроводности производится по формуле [223]:

ЯВТ6

——

1- А

Л-комп = ^ВТ6(1 + "^¿С 1 1~ X

1-^3|с(1-хВТ6)

где ЯВТ6, 5£С, комп - теплопроводность сплава ВТ-6, карбида кремния и получаемого композита соответственно.

Для порошковой смеси с концентрацией керамики 20% масс. использовались следующие значения теплофизических констант:

дкомп(20%) = 5607"3,Скомп(20%) = 558^ДЖ", ^комп(20%) = 14,02^В^.

По результатам вычислений был получен график зависимости безразмерных геометрических параметров от безразмерной энтальпии (рис. 6.2.1).

а

б

Рисунок. 6.2.1 - Зависимость безразмерной ширины (а), высоты (б) и глубины (в) единичного трека от безразмерной энтальпии для порошковой смеси ВТ-6 - SiC (ОМО метод).

в

Видно, что безразмерные геометрические параметры единичных треков имеют линейный вид в зависимости от безразмерной энтальпии и слабо зависят от концентрации керамики (см. рис. 6.2.1). Однако отметим, что при расчете безразмерной энтальпии коэффициент поглощения для разных порошковых смесей использовался один и тот же. Это связано с тем, что мы предполагаем, что несмотря на то, что концентрация керамики достигает 20% масс в порошковой смеси, все равно общая масса материала представляет собой титановый сплав ВТ-6. При анализе зависимости безразмерной глубины (рис. 6.2.1в) единичного трека наблюдается резкий скачек, который определяет переход от режима теплопроводности к режиму «кинжального» проплавления.

На рисунке 6.2.2 представлена зависимость безразмерной ширины (а), высоты (б) и глубины (в) единичного трека от числа Пекле для порошковой смеси ВТ-6 - SiC (ОМО метод).

а

в

б

Рисунок 6.2.2 - Зависимость безразмерной ширины (а), высоты (б) и глубины (в) единичного трека от числа Пекле для порошковой смеси ВТ-6 - SiC (ОМО метод).

Видно, что параметры безразмерной высоты, ширины и глубины не зависят от концентрации керамики и имеют экспоненциальный вид в зависимости от числа Пекле (рис. 6.2.2).

Рассмотрим металлокерамическую порошковую смесь Ы1СгББ1 - 40% масс. ЖС, ЬБС методом.

По результатам вычислений был получен график зависимости безразмерных геометрических параметров от безразмерной энтальпии (рис. 6.2.3) как для непрерывного, так и для импульсно-периодического

лазерного излучения. Отметим, что в рамках данной задачи высота единичного трека не исследуется, так как этот параметр при LSC выращивании определяется толщиной порошкового слоя.

а б

Рисунок. 6.2.3 - Зависимость безразмерной ширины (а) и глубины (б) единичного трека от безразмерной энтальпии для порошковой смеси MCrBSi - 40% масс. WC (ЬБС метод, непрерывное и импульсно-периодическое лазерное излучение).

Тем самым экспериментально подтверждено, что геометрические параметры трека и его структура (режим кинжала и теплопроводности) для металлических и металлокерамических материалов, вне зависимости от длины волны излучения, типа материала и концентрации армирующих частиц определяется двумя параметрами: безразмерной энтальпией В и числом Пекле Pe.

6.3 Аналитическое обоснование законов подобия для технологии аддитивного лазерного выращивания

Рассмотрим тепловой процесс образования «ванны» расплава, не учитывая слой порошка, движение расплава и испарение материала. Некоторые обоснования такого упрощения задачи лазерной наплавки приведены в [115]: 1) теплопроводность порошка намного меньше, чем

подложки; 2) порошок имеет более высокую абсорбционную способность, чем расплавленная поверхность; 3) параметры лазерной обработки будут в основном определяться на поздней стадии процесса, а влияние порошка в основном сказывается на начальном этапе. Не будет учитываться теплота плавления подложки, поскольку для металлов она мала по сравнению с энергией, необходимой для нагрева материала до температуры плавления.

Рассмотрим лазерный луч, сканирующий подложку со скоростью V вдоль прямой линии по поверхности. Поверхность при этом нагревается. Рассмотрим одномерную задачу теплопроводности вглубь поверхности (координата Г). Одномерное уравнение теплопроводности в эйлеровых координатах для случаев плоской (у = 0), осевой (V = 1) и сферической (у = 2) симметрии имеет вид

дТ 1 д ( „ ч _ „ дТ

с-

.(гуж), Ж = -Л—, (6.3.1)

1 V '

д? рту дгу ' дг

где с - удельная теплоемкость, Ж - плотность теплового потока, р -постоянная плотность среды, X - коэффициент теплопроводности, Т - температура.

Перейдем к массовым переменным Лагранжа:

т = Р гу+1. (6.3.2) у +1

Тогда одномерное уравнение теплопроводности в координатах массовых переменных Лагранжа имеет вид:

дТ дЖ ~ „„ дТ

с— =--, Ж = -2Ят—. (6.3.3)

д1 дт дт

В процессе лазерной наплавки луч движется по прямой вдоль поверхности. Число Пекле процесса обычно больше единицы - луч движется быстрее, чем изменяется температура в подложке, поэтому для описания процесса теплообмена в подложке лучше всего подходит одномерное приближение с осевой симметрией (у = 1). В этом случае уравнения (6.3.2) и

(6.3.3) станут следующими

р 2 дТ dW ~ .. дТ „ m = —г , с— =--, Ж = -2Ят-. (6.3.4)

2 at dm dm

Рассмотрим процесс теплообмена при лазерной наплавке в постановке уравнения теплопроводности с мгновенным сосредоточенным источником. Пусть в момент t = 0 вдоль оси симметрии m = 0 г = 0 выделяется энергия E0 = const. В последующие моменты времени t > 0 тепло распространяется от оси симметрии. В начальный момент времени среда является холодной:

T (m,0 ) = 0. (6.3.5)

Если начальная температура T (m,0) = T0 > 0, то замена переменной f(m,t) = T(m,t)-TQ возвращает граничное условие к условию f(m,0) = 0 с холодной средой.

В данной постановке задача для уравнений (6.3.4) с условием (6.3.5) была решена в [112,224,225]. Решение имеет вид:

s = А*) = 1ГТ(>»>*)> = (6.3.6)

ZAt zl0 zl0

Переходя к размерным переменным Эйлера из решения (6.3.6) и первого уравнения системы (6.3.4), найдем распределение температуры в среде

T (г, t ) = -^exp v } 4жХ t

( 1 2 Л

1 Г

у 4a t j

(6.3.7)

где а = X/ср - коэффициент температуропроводности.

Рассмотрим эксперименты по прямому лазерному выращиванию. Для описания термодинамических процессов вводят число Пекле и безразмерную энтальпию:

= ^ (6 3 8)

В = А = (6.3.9)

где ЛЯ - изменение энтальпии, = рсТт - энтальпия плавления, А -интегральный коэффициент поглощения, Р - мощность лазерного излучения.

Время t* = nD/V действия лазерного излучения на подложку зависит от скорости сканирования и диаметра лазерного пучка с некоторым коэффициентом п. За это время глубина проплава достигнет значения г*. На границе проплава температура станет равной температуре плавления T (r, U ) = Tm. Энергия, которая выделяется при сканировании подложки

лазером, равна E0 = AP/V. Подставляя значения времени t* и энергии E0 в уравнение (6.3.7) и используя безразмерные параметры (6.3.8) и (6.3.9), получим формулу для радиуса проплава

ъ ~

V

2 n, — ln Pe

^Pe • В2Л

у \6жп2 J

(6.3.10)

где п - параметр, k=w/2h - коэффициент формы проплава.

Формула (6.3.10) предполагает, что «ванна» проплава имеет полукруглую форму, то есть коэффициент к = 1. Это связано с одномерным решением (6.3.7) с осевой симметрией. В реальности «ванна» проплава не всегда имеет полукруглую форму. На рисунке 6.3.1 приведены схема и фотографии поперечных сечений единичных треков, показывающие переход от режима теплопроводности к режиму «кинжального» проплавления с характерными значениями безразмерной энтальпии В и безразмерного числа Пекле Ре . Поэтому для расчета некруглой формы проплава в формулу (6.3.10) введен коэффициент к.

а б

Рисунок 6.3.1 - Фотографии поперечных сечений единичных треков ВТ-6 + 10% масс. SiC: а - режим теплопроводности (В = 1,46; Ре = 17,51); б - режим «кинжального» проплавления (В = 14,21; Ре = 2,93).

Экспериментальные данные [215] обсчитаны по формуле (6.3.10). Результаты сравнения экспериментов и теоретической формулы приведены на рисунках 6.3.2 и 6.3.3.

а б

Рисунок 6.3.2 - Безразмерная полуширина проплава ^^20 в зависимости от

безразмерной энтальпии В (а) и числа Пекле Ре (б). Сравнение экспериментальных результатов (кружки) с расчетами (линия) по формуле

(6.3.10) при п = 0,35, к = 1.

Из рисунков 6.3.2 и 6.3.3 видно, что формула (6.3.10) хорошо описывает экспериментальные данные, за исключением больших чисел безразмерной энтальпии. Это может объясняться тем, что происходит переход от режима теплопроводности к режиму «кинжального» проплавления, для которого характерно наличие парогазового канала и глубокое проникновение излучения внутрь подложки с существенным ее проплавлением. Как результат, происходит изменение коэффициента поглощения лазерного излучения материалом А который учитывается в расчетах безразмерной энтальпии.

На рисунке 6.3.3 показано сравнение экспериментальных и расчетных по формуле (6.3.10) данных по глубине проплавления. Видно, что формула (6.3.10) хорошо описывает эксперименты с зоной теплопроводности, но не описывает зону «кинжального» проплавления.

оО ' о о о о оо° О

и

э ° и °

2 4 6 Я 10 12 14 16 18 20 22 24 26

Ре

Рисунок 6.3.3 - Безразмерная глубина проплава Ь/О в зависимости от числа Пекле Ре. Сравнение экспериментальных результатов (значки) с расчетами (линия) по формуле (6.3.10) при п = 0,35, к = 1. Выделены области: I - зона «кинжального» проплавления; II - зона теплопроводности. На рис. 6.3.4 показано сравнение экспериментальных и расчетных по формуле (6.3.10) данных по безразмерной полуширине проплава 2Б в зависимости от безразмерной энтальпии В и числа Пекле Pe.

Рисунок 6.3.4 - Безразмерная полуширина проплава w/2D в зависимости от В и Pe. Сравнение экспериментальных результатов (кружки) с расчетами (поверхность) по формуле (6.3.10) при п = 0,35, k = 1.

В результате, задача описания технологии аддитивного лазерного выращивания рассмотрена в рамках уравнения теплопроводности с мгновенным сосредоточенным источником. Показано, что полученное решение хорошо описывает параметры «ванны» расплава. Получена двухпараметрическая зависимость ширины и глубины проплава от безразмерной энтальпии. Показано, что полученная аналитическая зависимость хорошо описывает экспериментальные данные с режимом теплопроводности, но не описывает режим «кинжального» проплавления.

6.4 Обобщение результатов исследований структурно-фазового состава и механических свойств металлокерамических композитов.

Методами лазерного аддитивного выращивания сформированы металлические (сплавы на основе Т^ №, Fe) и металлокерамические композиты (с различным типом керамики: ^В, ^В2, В4С, WС, SiC, В) без внутренних дефектов с различной концентрацией армирующих элементов, в том числе с максимально возможной содержанием керамики, при котором не происходит разрушение материала. Экспериментально установлено, что процесс формирования металлокерамических материалов, вне зависимости от длины волны излучения, типа материала и концентрации армирующих частиц определяется двумя параметрами: безразмерной энтальпией В и числом Пекле Ре, которые имеют значения в пределах 2,6 <В <3,3 и 10,6 <Ре <13,6.

6.4.1. Структурно-фазовый анализ формируемых материалов

На рисунке 6.4.1 представлено изображение поперечного шлифа многослойного материала из титанового сплава ВТ-6, полученного с помощью электронного микроскопа. Проведённый элементный анализ наплавленного образца показал хорошее совпадение с исходным порошковым материалом.

Элемент Весовой % Атомный%

C K 1,83 6,64

Al K 6,22 10,03

П K 88,51 80,40

V K 3,44 2,94

Итог 100,00

Рисунок 6.4.1 - СЭМ изображение поперечного шлифа многослойного образца ВТ-6 и элементный анализ указанного участка. При исследовании микроструктуры образца (см. рис. 6.4.2) наблюдается набор штрихов, что является типовой структурой для сплава ВТ-6 [226].

а б

Рисунок 6.4.2 - Микроструктура многослойного материала из титанового сплава ВТ-6 (а - оптический микроскоп, б - электронный микроскоп).

Сформированы многослойные металлокерамические композиты на основе сплава ВТ-6 и различных типов керамики, таких как TiB, TiB2, В4С, WС, SiC, металлического B, а также при лазерном выращивании титанового сплава вместо защитного газа (аргон/гелий) использовался азот, что привело к образованию нитрида титана ТМ На рисунке 6.4.3 представлено СЭМ изображение формируемого многослойного металлокерамического покрытия. Важно отметить, что процесс формирования металлокерамических материалов определяется двумя параметрами: безразмерной энтальпией В и числом Пекле Pe, которые имеют значения в пределах 2,6 < В < 3,3 и

277

10,6 < Ре < 13,6. Полученные результаты применимы не только к созданным титано-матричным композитным материалам, но и к другим исследуемым в работе материалам на основе железа и никеля.

д) е)

Рисунок 6.4.3 - СЭМ изображение композитных материалов: а) ВТ-6 - 15% масс. ^Б; б ) ВТ-6 - 15% масс. в) ВТ-6 - 10% масс. В; г) ВТ-6 - 10% масс. В^; д) ВТ-6 - 20% масс. WC; е) ВТ-6 + N.

При изучении микроструктуры образцов (рис. 6.4.3) можно заметить, что, помимо металлической матрицы и исходного керамического порошка, присутствуют частицы различной формы, образованные в процессе лазерного воздействия.

Проведен рентгенофазовый анализ на отражение (с помощью дифрактометра) и на просвет (с использованием синхротронного излучения). Синхротронное излучение обладает существенно более высокой интенсивностью, что позволяет регистрировать лёгкие фазы и получать дифракционную картину, просвечивая довольно массивные образцы насквозь. В данном случае анализируется не поверхность, как в геометрии «на отражение», а объем материала. Малая площадь пучка (100х100 мкм) позволяет проводить локальный анализ объема материала. Для этого изготовлялись образцы толщиной 1,5 мм из наплавляемого металлокерамического материала.

На рисунке 6.4.4 представлены рентгенограммы на отражение формируемых многослойных титаноматричных композитных покрытий, армированных следующей керамикой: карбид кремния SiC, карбид вольфрама WC, борид титана TiB, диборид титана TiB2, металлический бор.

На рисунке 6.4.4а представлены рентгенограммы исходного порошка ВТ-6 и наплавленного образца из того же материала. Анализ показывает, что в обоих случаях картина дифракционных пиков практически идентична. Отсутствие дополнительных пиков на рентгенограмме наплавленного образца свидетельствует об отсутствии нежелательных структурных изменений, таких как окисление или азотирование, которые могли бы возникнуть в процессе наплавки. Это подтверждает высокую чистоту проведённой технологической операции и сохранение фазового состава материала.

? о*Т1 • Р-Т1 ' • ЛС • тс 8Т-в*ЛС40Ч ВТ-6*«УС эо* ВТ-6*ШС 204

\ А А щ •

и /

■ м Щ д х уу

X

X

40

45

2*П

50

»

№

а)

б)

в)

Рисунок 6.4.4 - Рентгенограммы образцов: а) ВТ-6 + SiC; б) ВТ-6 + WC;

в) ВТ-6 + та, TiB2, В. В наплавке ВТ-6 + 10% масс. SiC кроме SiC гексагонального и кубического типа формируются новые фазы ТЮ и (рис.6.4.4а).

Результаты количественного анализа представлены в таблице 6.4.1. Таблица 6.4.1 - Результаты количественного анализа ВТ-6 + 10% масс. SiC.

Фаза SiC-hex SiC-cub Ti* TiCo. Ti5Siз

Концентрация, масс. % 2 3 86 7 3

Анализ рентгенограмм образцов ВТ-6 с добавлением 20%, 30% и 40% WC показал, что основной фазой в материале является не гексагональный титан (а-Т^, а кубический титан (ГьсиЬ., Р-Т^, представляющий собой высокотемпературную фазу. При этом концентрация гексагонального титана

в образцах уменьшается по мере увеличения содержания вводимого модификатора ^С).

Согласно данным таблицы 6.4.2, количество WC, вводимого в материал, значительно превышает то, которое остается в наплавленном слое после лазерной обработки. Вместе с тем, в образцах наблюдается формирование значительного количества карбидов титана или ванадия (обладающих идентичной кристаллической структурой). Это позволяет предположить, что ионы титана или ванадия, характеризующиеся более высокой реакционной способностью по сравнению с вольфрамом, восстанавливают карбид вольфрама. В результате этого процесса освобожденный вольфрам участвует в стабилизации кубической решетки титана (Р-^). Полученные результаты подтверждаются другими исследованиями [227].

Таблица 6.4.2 - Количественный анализ образцов ВТ-6 + WC с разной

концентрацией керамики.

Образцы Концентрация фаз, % масс.

WC ТС Ti-hex* Т-шЬ*

Порошок WC 100 — — —

Порошок ВТ-6 — — 100 —

ВТ-6 — — 100 —

ВТ-6 + 20% масс. WC 1 21 10 68

ВТ-6 + 30% масс. WC 4 18 6 72

ВТ-6 + 40% масс. WC 5 20 4 71

На рентгенограммах образца ВТ-6 с добавлением 15% масс. ТВ, помимо

пиков исходной металлической матрицы и армирующих частиц борида титана

(ЛВ), других фазовых соединений не обнаружено. Однако стоит отметить, что

интенсивность дифракционных пиков борида титана оказывается крайне

низкой, несмотря на значительное содержание этих частиц (15% масс.). Это

может быть связано с недостаточной мощностью рентгеновской трубки для

анализа композитов, содержащих лёгкие элементы, такие как бор. Кроме того,

результаты анализа существенно зависят от выбора сечения шлифа, так как

281

метод рентгеноструктурного анализа не позволяет исследовать толстые слои материала в целом.

Для покрытий, полученных с использованием смесей ВТ-6 + 15% масс. ТВг и ВТ-6 + 10% масс. бора, основными продуктами взаимодействия являются бориды титана ТВ и ТВг. Дифракционные исследования показали, что в случае применения смеси ВТ-6 + 10% масс. бора количественный анализ состава покрытия выявил следующее массовое соотношение фаз: металлическая матрица (а-Т) — 70%, ТВ — 22%, ТВг — 8%. Эти данные подтверждают формирование боридов титана в процессе лазерной наплавки и указывают на их значительный вклад в структуру получаемого композита.

На рисунке 6.4.5 представлены рентгенограммы в геометрии Дебая -Шеррера (на просвет), полученные с помощью синхротронного излучения формируемых многослойных металлокерамических покрытий с использованием керамики ТВ2, металлического бора, керамики БЮ.

Результаты анализа рентгенограмм металлокерамических композитов ВТ-6 + 10% масс. SiC и ВТ-6 + 40% масс. WC свидетельствуют о растворении исходных керамических частиц в титановой матрице с последующим образованием вторичных соединений (см. рис. 6.4.5а).

■

I

з? е