Физика металлов и металловедение, 2019, T. 120, № 5, стр. 498-504

ВВЕДЕНИЕ

В условиях непрерывно повышающихся требований к уровню эксплуатационных характеристик металлов и сплавов большой интерес вызывают композиционные материалы, представляющие собой относительно пластичную матрицу, армированную частицами высокопрочной фазы внедрения. Одним из таких составов является композиция никелевой жаропрочной матрицы и карбидных включений TiC. Данный материал обладает высокими прочностными характеристиками, а также повышенными износостойкостью и коррозионной стойкостью [1, 2]. Среди методов формирования композиционных материалов получила распространение технология прямого лазерного выращивания [3, 4]. Данный метод основан на подаче порошкового материала в ванну расплава, формируемую на поверхности подложки мощным лазерным излучением. При этом перемещение лазерного луча в горизонтальной плоскости, а следовательно, и ванны расплава по поверхности осуществляется по определенной программе, что позволяет создать профиль детали практически любой конфигурации. Далее синтезируется следующий профиль детали, и так послойно создается весь объемный объект.

На структуру, свойства наплавляемого объекта, а также его склонность к трещинообразованию существенное влияние оказывают технологические параметры процесса, такие как мощность лазерного излучения, скорость сканирования лазера, диаметр пятна лазера на поверхности, скорость подачи порошка, расстояние между лазерными треками, атмосфера в камере и многие другие. Кроме того, важную роль играет структурное состояние исходного порошка: его состав, гранулометрия, а также способ получения. Существует мнение, что предварительное перемешивание смеси порошков в планетарной мельнице позволяет в процессе прямого лазерного выращивания более равномерно распределить армирующие частицы по объему композиционного материала и избежать появления в структуре некоторых макродефектов [5–7]. Однако природа положительного влияния предварительного смешивания исследована недостаточно. С этой точки зрения представляется целесообразным сравнение структуры объектов, полученных методом прямого лазерного выращивания из порошков, подвергнутых различным вариантам смешивания и находящихся в различном структурном состоянии.

МЕТОДИКА ПРОВЕДЕНИЯ ИССЛЕДОВАНИЙ

В данной работе прямому лазерному выращиванию подвергали порошки жаропрочного никелевого сплава инконель 625, состав которого приведен в табл. 1, и карбида титана TiC. Порошок никелевого сплава был получен методом газовой атомизации, порошок TiC – методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза; их дисперсность составляла 50–140 и 20–50 мкм соответственно. Для создания композиционного материала порошки использовали в соотношении 80 мас. % матричного никелевого сплава и 20% карбида TiC; данная концентрация рекомендована в литературе как оптимальная [8]. В процессе лазерного выращивания были использованы порошки в трех различных состояниях: 1 – исходные порошки инконеля и карбида титана подавали отдельно из двух колб; 2 – порошки предварительно смешивали в лабораторном гравитационном смесителе “Турбула” в течение 4-х ч с частотой вращения 60 об/мин, после чего подавали из одной колбы; 3 – порошки подвергали предварительному перемешиванию в планетарной шаровой мельнице в течение 20 мин с частотой вращения 400 об/мин и также подавали из одной колбы. В мельнице использованы шары из стали ШХ15 диаметром 6 мм.

Структурное состояние исходных порошков исследовали методами рентгеновской дифрактометрии в CoKα-излучении, растровой электронной микроскопии и рентгеновского энергодисперсионного микроспектрального анализа. Рентгеновский количественный фазовый анализ был проведен с точностью 3%. По дифракционным пикам Ni (311) и TiC (420) определяли параметры решеток фаз и интегральную ширину их линий. Погрешность измерения периода решетки составляла 0.0003 Å, интегральной ширины – 0.05 град. Для изучения распределения элементов в порошке был использован энергодисперсионный микроспектральный рентгеновский анализ.

Прямое лазерное выращивание проводили на пяти координатном комплексе, оборудованном порошковым питателем, иттербиевым волоконным лазером непрерывного излучения мощностью 3 кВт и технологической лазерной головой с коаксиальной подачей порошка. Процесс проводили при следующих значениях технологических параметров: мощность лазера варьировали в интервале от 400 до 1000 Вт, скорость сканирования –500 мм/мин, диаметр пятна лазера – 1 мм. Порошковую смесь доставляли в зону лазерного воздействия с помощью потока Ar, расход порошка составлял порядка 3 г/мин. В качестве подложки использована сталь Ст3; применяли продольную стратегию плавления, при которой наплавленный материал формирует параллельные друг другу валики. Наплавленные образцы состояли из десяти слоев; размер слоя в горизонтальной плоскости 9 × 18 мм².

Полированные поверхности объектов, синтезированных методом прямого лазерного выращивания, изучали на наличие трещин, а также оптически оценивали их пористость. Фазово-структурное состояние этих объектов исследовали методами металлографического, микроспектрального и фазового рентгеновского анализа.

РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ И ОБСУЖДЕНИЯ

На рис. 1 представлены изображения микроструктуры композиционного материала, полученного методом прямого лазерного выращивания при использовании порошков, находящихся в различных структурных состояниях (мощность лазера Р = 800 Вт). Из рисунка видно, что в образцах, полученных с использованием отдельной подачи и смешивания порошков в гравитационном смесителе, в структуре наблюдаются магистральные трещины (рис. 1а, 1б), которые отсутствуют в случае применения предварительного смешивания порошков в шаровой мельнице (рис. 1в). При других значениях мощности лазера (400, 600 и 1000 Вт) наблюдаются аналогичные результаты: наплавленный слой не содержит трещин только при использовании порошка, предварительно перемешенного в шаровой мельнице.

Рис. 1.

Микроструктура композиционного материала инконель 625/TiC при различных вариантах подачи порошков: (а) отдельная подача; (б) смешивание в гравитационном смесителе (I – зона равноосных кристаллов; II – зона дендритных кристаллов); (в) смешивание в шаровой мельнице.

Независимо от состояния порошкового материала в структуре присутствуют светлая матрица и темно-серые частицы; по результатам микроспектрального анализа это никелевая основа и карбид на основе TiC соответственно (рис. 2, табл. 2). В наблюдаемых структурах можно выделить зоны с различной формой карбидных частиц – равноосной и дендритной. Можно заметить, что в зоне равноосных карбидных частиц присутствуют частично растворившиеся исходные агломераты с сильно разветвленной поверхностью и высокой пористостью, а также мелкие (микронного размера) карбидные кристаллы, равномерно распределенные по матрице. В образцах, полученных при отдельной подаче порошков и при их смешивании в гравитационном смесителе, зона с равноосными карбидами относительно невелика, и она прилегает непосредственно к подложке, где реализуется более интенсивный теплоотвод (рис. 1а, 1б). Образцы, полученные с применением смешивания в шаровой мельнице, целиком имеют структуру, состоящую из матрицы и равноосных карбидов титана (рис. 1в). Из структур, представленных на рис. 1а и 1б, видно, что трещины распространяются только в зоне дендритных карбидов, а при переходе в зону с равноосными кристаллами TiC их распространение подавляется. В образцах, подвергнутых перемешиванию в шаровой мельнице, где зона дендритных карбидных кристаллов отсутствует, склонность к трещинообразованию не выявлена.

Рис. 2.

Форма карбидных включений: (а) равноосная; (б) дендритная.

Предположительно в зоне равноосных карбидов частицы TiC не подвергались перекристаллизации в процессе прямого лазерного выращивания; исходные частицы порошка лишь измельчались и перераспределялись в объеме матрицы. Однако дендритные кристаллы TiC формировались в процессе лазерного выращивания в условиях высоких скоростей охлаждения. Таким образом, трещинообразование в исследуемом композиционном материале вызвано перекристаллизацией карбидной фазы. Возможно, одновременный рост кристаллов с различными температурными коэффициентами линейного расширения приводит к возникновению термических напряжений и, как следствие, к образованию трещин. Подобный результат наблюдали в экспериментальной работе [7], в которой исследована структура композиционного материала, состоящего из карбидных частиц WC и никелевой матрицы. Авторы статьи также наблюдали зоны с карбидными частицами различной формы и подробно анализировали возможные причины возникновения трещин в композиционном материале.

Оценка пористости композиционного материала, проведенная оптическим методом, показала, что независимо от варианта смешивания порошкового материала она не превышает 1.5%. Однако в случае использования перемешивания порошков в шаровой мельнице пористость возрастает примерно в 3 раза относительно двух других способов перемешивания порошков. Как видно из рис. 2а, высокая пористость сохраняется в нерастворившихся агломератах частиц карбида титана с сильно разветвленной поверхностью. Известно, что повышение мощности лазера позволяет существенно снизить пористость объекта. В данном случае при использовании порошка, перемешанного в шаровой мельнице, увеличение мощности от 400 до 1000 Вт приводит к снижению пористости наплавленного материала от 1.5 до 0.3%.

Для выявления природы влияния состояния исходного порошка на структуру и свойства композиционного материала, в том числе на его склонность к трещинообразованию, было исследовано фазово-структурное состояние порошков после различных вариантов смешивания. На рис. 3 приведены дифрактограммы смеси порошков после различных вариантов их смешивания. Независимо от варианта смешивания, на дифрактограмме фиксируются отражения от двух фаз с ГЦК-кристаллическими решетками: никелевого твердого раствора и карбида титана TiC. Однако оказалось, что количественное соотношение фаз, определяемое по интенсивности дифракционных максимумов, существенно зависит от варианта смешивания. Так после перемешивание порошков в процессе подачи из отдельных колб количество карбида, рассчитанное по дифрактограмме, соответствовало загруженному, т.е. 20%; после смешивания порошков в гравитационном смесителе рассчитанное количество карбида составляло 50%; а после смешивания в шаровой мельнице − 70%.

Рис. 3.

Фазовый анализ порошковой смеси: отдельная подача (а); смешивание в гравитационном смесителе (б); смешивание в шаровой мельнице (в).

Исследование структуры отдельных частиц порошка, проведенное методом РЭМ и с помощью микроспектрального рентгеновского анализа, позволило объяснить завышенную концентрацию карбидной фазы, наблюдаемую после предварительного смешивания порошков в гравитационном смесителе и шаровой мельнице. На рис. 4 приведено микроизображение частицы порошка жаропрочного никелевого сплава, подвергнутой перемешиванию в шаровой мельнице, а также карта распределения Ti и Ni по ее поверхности. Из рисунка видно, что на поверхности частицы наблюдаются достаточно протяженные области (диаметром до 10 мкм), обогащенные титаном, в которых практически отсутствуют элементы, входящие в состав никелевого сплава. На рис. 5 представлено изображение поперечного сечения частицы порошка инконеля 625 также после смешивания в шаровой мельнице и распределение элементов по линии в приповерхностной зоне. Результаты микроспектрального анализа позволяют утверждать, что на поверхности никелевого порошка присутствуют области карбида TiC толщиной несколько микрометров. Вероятно, в процессе смешивания порошков в шаровой мельнице дисперсные частицы карбида внедрились в более мягкий порошок никелевого сплава. Так как рентгеновское излучение проникает внутрь металлического материала на глубину порядка 10–20 мкм, то частичное налипание карбидных частиц на поверхность никелевого порошка должно привести к уменьшению относительной интенсивности дифракционных пиков никелевого твердого раствора, что и зафиксировано экспериментально. Подобный, но более слабый эффект наблюдается при смешивании порошков в гравитационном смесителе.

Рис. 4.

Микроструктура частицы порошка никелевого сплава после смешивания в шаровой мельнице (а) и распределение титана (б) и никеля (в) по ее поверхности.

Рис. 5.

Поперечное сечение частицы порошка (а) и распределение элементов (в) в ее сечении вдоль направления (б).

В табл. 3 приведены параметры кристаллических решеток никелевого твердого раствора и карбида TiC a_Ni и a_TiC, а также ширина дифракционных пиков этих фаз $\beta _{{311}}^{{{\text{Ni}}}}$ и $\beta _{{420}}^{{{\text{TiC}}}}$ в зависимости от способа смешивания порошка. Из таблицы видно, что смешивание порошков в гравитационном смесителе и особенно в шаровой мельнице приводит к уменьшению периода решетки никелевого твердого раствора, тогда как период решетки карбида титана практически не зависит от состояния порошка. Предположительно, уменьшение значения a_Ni при смешивании связано с перераспределением атомов карбидообразующих элементов между никелевым твердым раствором и карбидом титана: атомы Mo, Nb, Ta, присутствующие в инконели, могут растворяться в решетке TiC, в подрешетке титана которой, вероятно, имеются вакансии. При выходе из твердого раствора элементов с относительно большим атомным радиусом период решетки будет уменьшаться. Это предположение подтверждается спектром молибдена, полученным методом энергодисперсионного микроанализа (рис. 5): здесь наблюдается относительное увеличение концентрации Mo в приповерхностной зоне частицы порошка инконеля, т.е. там, где наблюдается наслаивание карбида TiC. Отсутствие влияния способа смешивания на параметр решетки фазы TiC, по-видимому, объясняется тем, что перераспределение элементов идет только между частицами порошка никелевого сплава и налипшим на них слоем карбида, тогда как основной объем карбидного порошка сохраняет свой исходный состав.

Известно, что ширина дифракционных пиков увеличивается при искажении решетки дефектами кристаллического строения. Смешивание порошков как в гравитационном смесителе, так и в шаровой мельнице приводит к увеличению ширины дифракционного максимума (311) Ni, что свидетельствует о росте концентрации дефектов кристаллического строения в γ-твердом растворе. Однако к увеличению ширины дифракционного пика карбида титана смешивание не приводит.

Таким образом, в процессе смешивания в шаровой мельнице формируется порошок с существенно отличным от исходного структурным состоянием, а именно, частицы порошка жаропрочного никелевого сплава частично покрываются слоем карбида титана.

Кроме того, в результате механолегирования меняется элементный состав никелевой матрицы и карбидной фазы. Эти структурные изменения, безусловно, приводят к изменению физических характеристик порошка, например, его теплоемкости и теплопроводности, что в свою очередь повлияет на величину энергии лазерного излучения, необходимой для нагрева и плавления карбидной и матричной составляющих.

ВЫВОДЫ

1. Установлено, что при прямом лазерном выращивании композиционного материала инконель 625/TiC с использованием отдельной подачи порошков из двух колб или предварительного смешивания порошков в гравитационном смесителе материал склонен к трещинообразованию. Однако предварительное смешивание порошков в шаровой мельнице позволяет синтезировать композиционный материал без трещин.

2. Показано, что при использовании смешивания порошков в шаровой мельнице в структуре композиционного материала карбидные частицы имеют равноосную форму. При использовании отдельной подачи порошков и их смешивания в гравитационном смесителе карбиды титана имеют дендритную форму; исключение составляет слой вблизи подложки, где имеет место более интенсивный теплоотвод.

3. Установлено, что формирование трещин наблюдается только в зоне с дендритной формой кристаллов TiC.

4. Методом микроспектрального рентгеновского анализа показано, что в результате предварительного смешивания на поверхности частиц порошка инконеля формируются участки карбида титана, легированного молибденом.

5. Показано, что при предварительном смешивании порошков период решетки никелевого твердого раствора убывает, что связано с перераспределением легирующих элементов между твердым раствором и карбидной оболочкой частиц порошка.