Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования, 2020, № 10, стр. 34-41

ВВЕДЕНИЕ

Титановые сплавы обладают высокой удельной прочностью при относительно низкой плотности, исключительной биосовместимостью, коррозионной стойкостью, жесткостью и хорошими свойствами ползучести при высокой температуре, благодаря которым в настоящее время являются перспективными материалами для применения в аэрокосмической, энергетической, химической и медицинской промышленностях [1, 2]. Однако низкие трибологические свойства и микротвердость, которыми обладают эти материалы, ограничивают их широкое использование в деталях машин и конструкциях, работающих в условиях износа и трения [3]. Указанные недостатки могут быть устранены модификацией поверхности и нанесением покрытий. Традиционные методы модификации поверхности, такие как пескоструйная обработка, плазменное напыление и щелочная обработка имеют ограниченное улучшение свойств и/или ограничение по геометрии заготовок [4, 5]. Эти процессы требуют больших затрат времени и ресурсов. Кроме того, эти методы, особенно плазменное напыление, могут вызывать значительные остаточные напряжения на границе раздела подложка–покрытие. Это может привести к расслаиванию, что также является критической проблемой [6]. В связи с этим в последние десятилетия активно разрабатываются различные новые технологии модификации поверхности, включая обработку трением перемешивания [7], механическую обработку поверхности истиранием [8], ионную имплантацию [9], лазерную модификацию поверхности [10, 11], электронно-пучковую обработку [12–14], микродуговое оксидирование [15], нанесение электроискровых покрытий [16], ионное азотирование [17] и т.д. В настоящей работе нанесение покрытия на титановый сплав предложено осуществить, применив один из методов аддитивного производства – селективное лазерное плавление. Особенностью этой технологии является то, что она позволяет создавать объемные изделия сложной формы послойным расплавлением металлического порошка с помощью мощного лазера по заданной модели [18]. Перспективность и преимущество использования селективного лазерного плавления для нанесения покрытий, по сравнению с традиционными методами, состоит в том, что эта технология позволяет за счет сильного проплавления слоя порошка и поверхности подложки сформировать устойчивое к отслоению покрытие, обладает высокой энерго- и ресурсоэффективностью, а также точностью [19]. Так, в работе [19] была показана возможность производства термобарьерного покрытия из сплава NiCrAlY на подложку из суперсплава IN625. В результате обработки данных по 15-ти опробованным режимам, отличающимся энергией лазера от 100 до 350 Вт и скоростью сканирования от 600 до 800 мм/с, был определен оптимальный режим, который при мощности лазера 250 Вт и скорости сканирования 800 мм/с формирует покрытие с наименьшей остаточной пористостью ≤0.1%, гладким твердым профилем и низким уровнем остаточных напряжений. К настоящему времени было проведено несколько исследований по производству композиционных материалов с помощью селективного лазерного плавления [20–22]. В этих работах были соединены алюминиевый и медный сплавы [20], сталь и медный сплав [21], сталь и оловянная бронза [22]. Результаты представленных исследований показали, что этот способ формирует между двумя материалами зону диффузионного смешивания элементов, что обеспечивает прочное соединение с высокой адгезией.

Настоящая работа является продолжением исследования [23], в котором был представлен послойный анализ покрытия из хромоникелевого сплава ВВ751П, нанесенного на подложку из титанового сплава ВТ20 с помощью селективного лазерного плавления. Целью настоящей работы является исследование микроструктуры слоя, расположенного в подложке из титанового сплава ВТ20 и переходного слоя, сформированного селективным лазерным плавлением порошкового хромоникелевого сплава ВВ751П.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

В качестве материала подложки были использованы образцы псевдо-α титанового сплава ВТ20 с размерами 200 × 25 × 4 мм³, находящиеся в состоянии поставки в соответствии с ГОСТ 22 178-76. Титановый сплав ВТ20 был выбран в связи с тем, что он используется в ответственных деталях газотурбинных двигателей, подвергающихся наибольшему нагружению, и повышение его прочностных и трибологических характеристик является одной из важнейших проблем авиационного двигателестроения [2]. Данный сплав титана содержит в качестве легирующих компонентов Fe (<0.25%), C (<0.1%), Si (<0.15%), Mo (0.5–2%), V (0.8–2.5%), N (<0.05%), Al (5.5–7%), O (<0.15%), H (<0.015%), прочие примеси (<0.3%) в соответствии с ГОСТ 19 807-91.

В качестве материала для нанесения покрытия был выбран порошковый жаропрочный никелевый сплав ВВ751П, в качестве легирующих элементов содержащий Al (3.7–4.2%), Co (14–16%), Cr (10–12%), Fe (<1%), Mo (4–5%), Nb (3.0–3.5%), Ti (2.5–3.1%), V (0.4–0.8%), W (2.5–3.5%) в соответствии с ГОСТ Р 52 802-2007 [24, 25]. Размер частиц равен 50 мкм, доля частиц, больших 50 мкм составляет не более 20%, в соответствии с сертификатом, выданным ОАО “Всероссийский институт легких сплавов”. Электронно-микроскопическое изображение порошкового сплава ВВ751П представлено на рис. 1. Этот сплав обладает повышенной длительной прочностью, уменьшенной чувствительностью к надрезу и, как следствие, приводит к повышению ресурса, а также снижению скорости распространения усталостной трещины при рабочих температурах [24].

Рис. 1.

Электронно-микроскопическое изображение порошкового сплава ВВ751П, полученное методом сканирующей электронной микроскопии.

Формирование покрытий произведено на промышленном лазерном принтере SLM 280 HL (SLM Solutions, Германия). В качестве системообразующей стратегии, позволяющей достичь максимальной плотности образцов, была использована двухпроходная стратегия движения лазерного луча в сплавляемом слое [26]. Была применена стратегия сканирования порошкового слоя лазером, которая разбивает слой на квадратные сектора, что позволяет, как показано в работе [27], значительно уменьшить остаточные напряжения. Параметры лазерного луча были выбраны, исходя из оптимальных, разработанных в [28] и обеспечивающих хорошую адгезию покрытия к подложке: мощность лазерного излучения – 325 Вт, скорость движения лазера – 760 мм/с, толщина слоя – 50 мкм, шаг при сканировании лазером – 120 мкм, защитная среда – аргон. После нанесения покрытия образцы оставались в камере до полного остывания.

Электронно-микроскопические исследования проводились методами просвечивающей электронной дифракционной микроскопии на приборе JEM 2100F (JEOL, Япония) [29, 30]. Фольги для исследований готовили методом ионного утонения пластинок толщиной 0.2–0.3 мм, вырезанных электроискровым методом из массивного образца перпендикулярно поверхности.

РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Характерное электронно-микроскопическое изображение структуры титанового сплава ВТ20 в исходном состоянии представлено на рис. 2. Дефектная субструктура исследуемого сплава представлена полосовой субструктурой и субзернами. Поперечные размеры полосовой субструктуры изменяются в пределах от 0.2 до 0.7 мкм. Поперечные размеры субзерен изменяются в пределах от 0.45 до 1.4 мкм. Соотношение полосовой и субзеренной структуры составляет 0.4 : 0.6 соответственно. Относительное содержание полосовой и субзеренной структуры определено по соотношению площадей, занятых на электронно-микроскопических изображениях той или иной структурой.

Рис. 2.

Электронно-микроскопическое изображение структуры титанового сплава ВТ20 в исходном состоянии.

В объеме субзерен присутствует дислокационная структура в виде хаотически распределенных дислокаций или дислокационных сеток (рис. 2а). Скалярная плотность дислокаций составляет 2.8 × 10¹⁰ см^–2. Дефектная субструктура исходного титанового сплава находится в разориентированном состоянии (рис. 3б). Анализ микроэлектронограмм дает основание заключить, что величина азимутальной составляющей полного угла разориентации структуры составляет 0.19 рад. В объеме пластин и субзерен присутствуют изгибные экстинкционные контуры (рис. 3), что свидетельствует о кривизне-кручении кристаллической решетки материала [31]. В большинстве случаев контуры начинаются и заканчиваются на границах раздела пластин или субзерен. Последнее свидетельствует о том, что источниками кривизны-кручения кристаллической решетки исходного титанового сплава ВТ20 (концентраторами напряжения) являются границы раздела дефектной субструктуры. Причиной формирования кривизны-кручения кристаллической решетки являются внутренние поля напряжений, обусловленные, по всей видимости, несовместностью деформации контактирующих друг с другом пластин или субзерен.

Рис. 3.

Электронно-микроскопическое изображение структуры титанового сплава ВТ20 в исходном состоянии. Стрелками указаны изгибные экстинкционные контуры.

Формирование покрытия селективным лазерным плавлением порошка ВВ751П на титановом сплаве ВТ20 образует четыре характерные области в микроструктуре подложки, отличающиеся размером зерен.

Опираясь на результаты микрорентгеноспектрального анализа элементного состава, представленные в работе [23], будем называть переходным слоем, отделяющим спеченный порошок сплава ВВ751П от подложки, слой, расположенный на глубине 100–120 мкм.

Характерное электронно-микроскопическое изображение структуры материала переходного слоя представлено на рис. 4. Переходный слой спеченного порошка является твердым раствором на основе α-титана и имеет слаборазориентированную субзеренную структуру (рис. 4а). По границам субзерен располагаются включения вторых фаз. Размеры субзерен изменяются в пределах 1.5–3.2 мкм; размеры включений вторых фаз составляют 150–200 нм. При большем удалении от поверхности плавления относительное содержание включений второй фазы снижается, включения располагаются в объеме зерен хаотически, субзеренная структура не выявляется (рис. 4б).

Рис. 4.

Электронно-микроскопическое изображение структуры, формирующейся в слое, соединяющем спеченный порошок хромоникелевого сплава ВВ751П с подложкой из титанового сплава ВТ20; а – структура слоя со стороны спеченного порошка; б – структура слоя со стороны подложки.

На расстоянии ≈150 мкм от поверхности плавления наблюдается поликристаллическая структура, в объеме зерен которой выявляется субструктура пластинчатого типа (рис. 5). Поперечные размеры пластин изменяются в пределах 12–17 нм (рис. 5в, 5г). Анализ микроэлектронограмм, полученных с данного слоя материала, свидетельствует о том, что формирующаяся структура является твердым раствором на основе α-титана.

Рис. 5.

Электронно-микроскопическое изображение структуры, формирующейся в слое, расположенном на глубине ≈150 мкм; а – светлое поле; б – микроэлектронограмма; в, г – темные поля, полученные в рефлексах [101] α-Ti (в) и [100]α-Ti (г). На (б) стрелками указаны рефлексы, в которых получены темные поля: 1 – для (в); 2 – для (г).

На глубине ≈250 мкм пластинчатая структура имеет существенно большие поперечные размеры пластин, изменяющиеся в пределах 110–170 нм. На глубине ≈300 мкм выявляется поликристаллическая структура с размером зерен 10–15 мкм (рис. 6). В объеме зерен наблюдается дислокационная субструктура, представленная хаотически распределенными дислокациями. Скалярная плотность дислокаций 3 × 10¹⁰ см^–2.

Рис. 6.

Электронно-микроскопическое изображение структуры, формирующейся в слое, расположенном на глубине ≈300 мкм; а – светлое поле; б – темное поле, полученное в рефлексе [110] α-Ti; в – микроэлектронограмма. На (в) стрелкой указан рефлекс, в котором получено темное поле.

Таким образом, нанесение покрытий с помощью селективного лазерного плавления порошка сплава ВВ751П на подложку из сплава ВТ20 сопровождается формированием в прилегающем слое подложки структуры, характеризующейся закономерным изменением параметров дефектной субструктуры материала. А именно, (1) формированием слоя титанового сплава с ультратонкой пластинчатой (игольчатой) структурой твердого раствора на основе α-титана с поперечными размерами пластин 12–17 нм на расстоянии ≈150 мкм от поверхности плавления; (2) увеличением поперечных размеров пластинчатой структуры до 110–170 нм по мере удаления от переходного слоя на расстояние ≈250 мкм; (3) формированием на глубине ≈300 мкм слоя с размером зерен 1.0–1.5 мкм. Сравнивая дислокационные субструктуры исходного титанового сплава и композиционного материала, полученного селективным лазерным плавлением, можно сделать вывод, что нанесение покрытия увеличивает скалярную плотность дислокаций в объеме зерен с 2.8 × 10¹⁰ до 3 × 10¹⁰ см^–2. Формирование пластинчатой структуры является следствием высокоскоростного полиморфного α → β → α превращения; формирование подслоя с мелкозернистой структурой является следствием скоростного термического преобразования структуры титана исходного состояния.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Показано, что дефектная структура сплава ВТ20 в исходном состоянии представлена полосовой субструктурой и субзернами. Установлено, что селективное лазерное плавление сопровождается формированием, наряду с покрытием, переходного слоя и слоя термического влияния, характеризующихся состоянием дефектной субструктуры, элементного и фазового состава. Показано, что переходный слой сформирован зернами твердого раствора на основе α-титана и имеет слаборазориентированную субзеренную структуру. По границам субзерен располагаются включения вторых фаз субмикронных (150–200 нм) размеров. При удалении от поверхности плавления относительное содержание включений второй фазы снижается, включения располагаются в объеме зерен хаотическим образом, субзеренная структура не выявляется. Слой термического влияния имеет поликристаллическую структуру, сформированную твердым раствором на основе α-титана, в объеме зерен которого выявляется субструктура пластинчатого (игольчатого) типа с ультрамалым (12–17 нм) поперечным размером пластин. При удалении от поверхности плавления поперечные размеры пластин многократно увеличиваются. На расстоянии ≈300 мкм от поверхности плавления формируется поликристаллическая структура с размером зерен 1.0–1.5 мкм. Высказано предположение, что формирование пластинчатой структуры является следствием высокоскоростного полиморфного α → β → α превращения; формирование подслоя с мелкозернистой структурой является результатом скоростного термического преобразования структуры титана исходного состояния.