CC BY
113
УДК 539.3, 539.4, 620.17, 620.18
Экспериментальное и численное изучение механических свойств и особенностей деформирования и разрушения металлокерамического композита TiNi-TiB2, полученного методом прямого лазерного
выращивания
Р.А. Бакеев1,2, П.В. Макаров1,2, А.Ю. Перышкин1,2, В.В. Промахов1, А.С. Жуков1, О.Г. Климова-Корсмик3,4
1 Национальный исследовательский Томский государственный университет, Томск, 634050, Россия 2 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия 3 Санкт-Петербургский государственный морской технический университет, Санкт-Петербург, 190121, Россия 4 Санкт-Петербургский политехнический университет Петра Великого, Санкт-Петербург, 195251, Россия
Изучены состав, структура и механические свойства образцов металлокерамического композита TiNi-TiB2, полученных методом прямого лазерного выращивания. Выполнено компьютерное конструирование подобного металлокомпозита и численно изучен его механический отклик на нагружение на макро- и мезоуровнях. Образцы металлокерамического композита синтезированы из порошков металлокомпозита этого же состава. Материал для порошков был получен методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС). Порошки сферической формы и размерами фракций 50-150 мкм получались из СВС-продукта путем его многократного измельчения с последующей плазменной сфероидизацией частиц. Показано, что частицы металлокомпозита после плазменной сфероидизации и конечный продукт, полученный методом прямого лазерного выращивания, полностью наследуют структуру исходного металлокомпозита, синтезированного СВС-методом, со средним размером упрочняющих частиц TiB2 в металлической матрице TiNi, не превышающим 5 мкм. Компьютерное конструирование металлокерамического композита, максимально близкого по составу и структуре к полученному материалу, было выполнено с учетом структуры, механических и физических свойств исходных составляющих TiNi и TiB2. Численно изучены особенности деформирования и разрушения образцов металлокерамического композита разного наполнения (40-60 %) упрочняющими частицами в металлической матрице. Показано, что после 1 % общей деформации образцов металлокомпозита, нагруженного сжатием, в металлической матрице начинают развиваться полосы локализованного сдвига. Также в матрице начинают формироваться локальные области растяжений-сдвигов, обусловленные особенностями структурной неоднородности материала. Эти области захватывают приграничные области упрочняющих частиц, вызывая их частичное разрушение. В целом композиционный материал демонстрирует высокие прочностные характеристики при испытании образцов на сжатие 1800-2400 МПа (численное моделирование и эксперимент).
Ключевые слова: аддитивные технологии, металлокерамика, диборид титана, никелид титана, численное моделирование, разрушение, прочность
DOI 10.24411/1683-805X-2018-15006
Experimental and numerical investigation of the mechanical properties, deformation and fracture behavior of a TiNi-TiB2 cermet composite produced by direct laser cladding
R.A. Bakeev12, P.V. Makarov12, A.Yu. Peryshkin12, V.V. Promakhov1, A.S. Zhukov1, and O.G. Klimova-Korsmik34
1 National Research Tomsk State University, Tomsk, 634050, Russia 2 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia
3 St. Petersburg State Marine Technical University, St. Petersburg, 190121, Russia 4 Peter the Great St. Petersburg Polytechnic University, St. Petersburg, 195251, Russia
The paper explores the composition, structure, and mechanical properties of samples of a TiNi-TiB2 cermet composite produced by direct laser cladding. A similar metal matrix composite was modeled by computer simulation, and its mechanical response to loading at the macro- and mesolevels was studied numerically. The cermet composite samples were prepared from metal matrix composite powders of the same composition. The material for the manufacture of powders was obtained by self-propagating high-temperature synthesis (SHS). Spherical powders of size 50-150 |xm were prepared by repeated grinding of the SHS product with subsequent plasma spheroidization of the particles. It was shown that both the spheroidized metal matrix composite particles and the final product obtained by direct laser cladding completely inherit the structure of the original SHS metal matrix composite with the average size of the TiB2 reinforcing particles in the TiNi metal matrix not exceeding 5 |xm. Computer modeling of a cermet composite as close as possible in composition and structure to the laser cladded material was carried out using the known structure, mechanical and physical properties of the initial TiNi and TiB2 components. The deformation and fracture behavior of the cermet composite samples with a different content (40-60%) of reinforcing particles in the metal matrix was studied numerically. It was shown that localized shear banding begins in the metal matrix already at 1% of the total compressive deformation of the metal matrix composite samples. Additionally, local tension-shear zones are initiated in the matrix due to a specific structural heterogeneity of the material. These zones partially occupy the near-boundary regions of reinforcing particles, causing their partial destruction. In general, both the real and modeled composite material showed high strength characteristics: in compression tests 1800-2400 MPa (numerical modeling and experiment).
Keywords: additive technology, metal ceramics, titanium diboride, titanium nickelide, numerical modeling, fracture, strength
© Бакеев P.A., Макаров П.В., Перышкин А.Ю., Промахов В.В., Жуков A.C., Климова-Корсмик О.Г., 2018
1. Введение
Как известно, различные виды металлокерамических композитов объединяют важнейшие конструкционные и эксплуатационные свойства как металлов, так и керамики. К таким свойствам относятся высокая прочность при достаточно высокой пластичности, высокие износо- и теплостойкость, антикоррозионные свойства и др.
В широком спектре современных металлокерамических композитов особое место занимает композиция на основе никелида титана TiNi (металлическая матрица) и диборида титана TiB2 (упрочняющие частицы). Этот материал обладает всем спектром важнейших конструкционных и эксплуатационных свойств, перечисленных выше, которые обеспечиваются механическими свойствами составляющих элементов. Высокая прочность при высокой пластичности никелида титана, наличие эффекта сверхпластичности делают этот сплав уникальным для его применения в качестве матрицы при изготовлении металлокерамики. Диборид титана является одним из наиболее прочных материалов. Его исключительно высокая твердость (25-35 ГПа при комнатной температуре) и высокая температура плавления (3225 °С), высокая теплопроводность (60120 Вт/(м-К)), а также повышенная устойчивость к абразивному износу делают его практически лучшим материалом для изготовления как режущего инструмента для металлообработки, так и для нанесения высокопрочных термоустойчивых и износостойких покрытий. Высокая устойчивость диборида титана к термическим ударам, а также все перечисленные выше механические свойства делают этот керамический материал идеальным наполнителем в качестве упрочняющих частиц в металлокерамических композициях. Таким образом, металлокерамика TiNi-TiB2 обладает широким спектром важнейших механических характеристик, необходимых для изготовления ответственных элементов конструкций, работающих в экстремальных условиях. Уникальные свойства этой композиции стимулируют ее широкое применение в авиастроении, автомобилестроении, транспортном и химическом машиностроении, в космической технике для изготовления ответственных узлов и деталей, работающих в экстремальных условиях.
В настоящее время металлокерамические композиты, в том числе TiNi-TiB2, получают разными способами — спеканием, методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза, аддитивными технологиями, например методом прямого послойного лазерного выращивания. Каждая из перечисленных технологий имеет свои преимущества и недостатки, которые достаточно хорошо изучены и описаны во многих публикациях. Так, традиционный способ спекания ме-таллокерамической порошковой смеси позволяет строго контролировать как температуру всего технологи-
ческого процесса, включая режимы охлаждения, так и состав. Однако из синтезированного материала практически невозможно затем изготовить какие-либо детали ввиду его высокой прочности. Известным недостатком СВС-технологии является то, что этим способом очень сложно добиться низкой пористости спекаемого материала. Разработанные методы одновременного с процессом синтеза приложения давления к синтезируемой заготовке значительно усложняют эту технологию и не решают задачу кардинального уменьшения пористости. Полученные перечисленными методами высокопрочные заготовки, как например композиции TiNi-TiB2, практически не поддаются последующей механической обработке. Проблема сведения к минимуму механической обработки решается, если изготавливать не материал, а само изделие, какой бы сложной формы оно не было с последующей минимальной финишной обработкой. Эту проблему решают современные аддитивные технологии. Один из путей — получение спеканием или СВС-методом металлокерамики, размол полученного материала, последующее придание обломкам сферической формы и выращивание изделия из полученного композиционного порошка методами аддитивных технологий.
Технология прямого лазерного выращивания изделий из такой сверхпрочной металлокерамики является одной из наиболее перспективных и достаточно гибкой, позволяющей контролировать технологический процесс, достигать частичного расплавления порошка, изменять состав порошковой смеси в ходе процесса выращивания. Эта технология позволяет устранить целый ряд операций последующей механической обработки (токарную, фрезерование, сверление и т.д.), которые крайне сложны и затратны для сверхпрочных материалов [1, 2].
Однако, если для изделий из металлических сплавов на основе титана, бронзы, различных сталей, полученных прямым лазерным выращиванием, достигнуты высокие механические характеристики, сопоставимые с характеристиками изделий, полученных другими методами, то для металлокерамических изделий, в том числе для системы TiNi-TiB2, существует много нерешенных проблем [1-3]. Авторы [3] отмечают, что при лазерной наплавке порошковой смеси образуются поры, трещины, что снижает механические свойства изделий. «К настоящему времени не разработаны методы определения оптимальных параметров наплавки, которые бы обеспечили низкую шероховатость, монолитность и однородность структуры» [3]. Также недостаточно изучены прочностные характеристики получаемых изделий и возможные методы их улучшения [3]. По этой причине развитие методов компьютерного конструирования металлокерамического композита и изучение его механического отклика и особенностей разрушения
методами численного моделирования являются актуальными задачами.
В настоящей работе компьютерное конструирование металлокерамического композита (TiNi-TiB2) выполнено с учетом известных физических и механических свойств его компонентов. Механический отклик на на-гружение, механические свойства, прежде всего прочность, и особенности разрушения на мезо- и макроуровне численно изучаются для представительных ме-зообъемов (отражающих макроскопические свойства композиционного материала) различного состава. Полученные результаты сравниваются с экспериментальными данными для этой системы, полученной разными способами (лазерным выращиванием, спеканием, СВС-методом). К сожалению, таких данных в литературе крайне мало и они очень неполные. Оценки механических характеристик для металлокерамики TiNi-TiB2 приведены для экспериментальных образцов, полученных в рамках настоящей работы.
Все представленные в работе численные расчеты выполнены с использованием физической и математической модели без учета различных несовершенств металлокерамического композита (исходную трещино-ватость, пористость, влияние на механический отклик различных добавок). Модель также предполагает идеальную адгезию между матрицей из TiNi и упрочняющими частицами TiB2.
2. Свойства составляющих металлокомпозита NiTi и TiB2
Сплав TiNi является интерметаллическим соединением никеля и титана. Область его гомогенности колеблется в пределах 2-3 % [4]. Структура этого сплава определяется как упорядоченная по типу CsCl (т.е. сверхструктура B2). Известно, что в интервале температур от -150 до +200 °С в нем происходят прямые и обратные мартенситные превращения. Последовательность и характер этих превращений определяются как составом и термической обработкой, так и температурными и силовыми воздействиями. Для всех сплавов TiNi выделяется низкотемпературная область от -50 до +196 °С, в которой проявляются ферроэластичные свойства [5].
Также хорошо известно, что изменение фазовых границ при отклонении состава от области гомоген-
ности сплавов Т№ приводит при излишке никеля либо титана к появлению в сплаве вторичных фаз, обогащенных никелем (Т№3) или титаном (Т^№) [5]. Наличие этих фаз может заметно повлиять на механические свойства металлической матрицы. По этой причине при выборе сплава для матрицы ограничимся сплавом Т№, находящимся в области гомогенности. Сразу следует заметить, что точный выбор состава сплава по № и Т^ обеспечивающий необходимые свойства матрицы, пока затруднителен. Он должен отвечать температурному диапазону эксплуатации изделия из композита, причем также желательно проявление сверхэластичных свойств, обеспечивающих минимальное накопление неупругих деформаций. К сожалению, в литературе нет данных о состоянии и структуре сплава в матрице после изготовления металлокерамического композита по любой из технологий.
Будем считать, что механические компьютерные испытания композита с матрицей Т№ проводятся при комнатной температуре, прямых и обратных мартен-ситных превращений в матрице не происходит, а также не проявляется эффект сверхэластичности. Таким образом, в металлической матрице возможны только обычные упругие и пластические деформации. При численном моделировании механического поведения металлокомпозита Т№-ТШ2 образцы доводились до макроскопического разрушения, локализованная неупругая деформация в металлической матрице достигала 50 % и более, что отвечает предельной деформации этих сплавов. Также известно, что вклад мартенситной составляющей для сплавов Т№ обычно составляет не более 10 % от общей деформации. Основной вклад в деформацию вносит пластическая деформация [5]. Это обстоятельство говорит в пользу учета в первом приближении только пластической составляющей. Таким образом, для проведенных численных экспериментов для металлической матрицы выбран сплав Т№, для которого прямые и обратные мартенситные превращения и связанный с ними эффект сверхэластичности при механическом нагружении остались в низкотемпературной области, ниже температуры испытаний.
В табл. 1 приведены химические составы нескольких промышленных сплавов Т№ (ТН-1В, ТН-10, ТН-20), а в табл. 2 — величины разрушающих напряжений сть и деформаций разрушения е по данным ра-
Состав сплавов на основе никелида титана, ат. % [5]
Таблица 1
Сплав Химические элементы
Ni Mo Fe Co Cu Al Ti
TH-10 50.0-51.5 0.50-1.50
ТН-20 49.0-50.5 0.50-1.25 0.5 0.2-0.3 0.1-0.2 0.05-0.10 Баланс
ТН-1В 48.0-49.5 0.50-1.00
Таблица 2
Величина деформации разрушения 8 и значение напряжения разрушения Gb сплавов на основе никелида титана [5]
Сплав
Температура, °С
-196
8, %
аb, МПа
8, %
аь, МПа
25
8, %
150
аь, МПа
ТН-1В
20
1080
35
1020
45
740
40
760
ТН-20
25
1040
35
1110
50
820
35
860
ТН-10
20
950
45
1010
50
1110
35
950
боты [5]. Типичные диаграммы «напряжение-деформация» а(г) для сплава ТН-1В для разных температур испытания (во всех случаях материал доводился до разрушения) показаны на рис. 1 [5].
В численных расчетах за основу бралась зависимость а(г) 4 на рис. 1, а также подобные ей, отражающие только пластическую деформацию матрицы Т№. Модуль упругости в этом случае отражает структуру аустенита и оценивается для разных сплавов в диапазоне 40-75 ГПа, предел прочности аь ~ 8001150 МПа, удлинение до разрыва г ~ 0.4-0.5, коэффициент Пуассона V ~ 0.33.
Для численного изучения прочностных свойств и особенностей разрушения металлокерамики были использованы механические параметры упрочняющих частиц из ТВ2, наиболее высокие для этого материала.
Так как упрочняющие частицы ТВ2 в металлической матрице работают в упругой области, важнейшими параметрами являются модуль Юнга Е и модуль сдвига G. Для изотропного поликристаллического материала ^В2 зависимость упругого модуля Е от плотности материала р приведена на рис. 2 (по данным работы [6]). Упругий модуль и модуль сдвига в [6] были определены измерением скорости ультразвука и резонансным методом. Сгущение экспериментальных точек в верхней части рис. 2 дает наиболее высокое значение модуля упругости Е ~ 565 ГПа при комнатной температуре, равной 23 °С, и средней плотности, близкой к значению р ~ 4.5 г/см3. Для этих параметров массовая доля ТВ2 составляет существенно более 90 % (от 92 до 99 %).
Эти значения Е и р для частиц ТВ2 использованы в расчетах, они также отвечают малым величинам пористости (по данным работы [6] не более 1-2 %. Массовая доля ТВ2 зависит от химического состава частиц, наличия в них различных добавок (Сг, СгВ2, С, №, №В, Fe), которые вводятся в материал при его синтезе для ограничения роста зерен в процессе получения ТВ2. Массовая доля добавок изменяется от 1 до 10 %, а температура синтеза ограничивается (понижается) до 1700-1800 °С, что также заметно снижает рост зерна.
Размер зерна упрочняющих частиц ^В2 сильно влияет на их прочность. Особое значение для прочности металлокомпозита имеет прочность на разрыв (прочность на изгиб) а{. Сложный вид напряженно-деформированного состояния в композите практически всегда приводит к появлению в нем при нагружении локальных областей растяжения-сдвига даже при испытаниях макрообразцов на сжатие [7-9], что может вызвать разрушение упрочняющих частиц и композита при существенно более низких напряжениях. Зависимость разрывной прочности Gf от размеров зерна в двойных логарифмических координатах приведена на рис. 3 по данным работы [6]. Значения Gf в [6] были получены при плотности р = 4.50 ± 0.05 г/см3 и комнатной тем-
Рис. 1. Зависимость «напряжение-деформация» для сплава ТН-1В при температурах: -196 (1), -150 (2), 0 (3), 25 °С (4) [5]
Рис. 2. Зависимости упругого модуля Е от плотности ТВ2 при комнатной температуре, данные работы [6]. Ссылки на источники в соответствии со списком литературы в [6]. В скобках указана массовая доля Т1В2 в процентах
аb, МПа
8
Рис. 3. Разрывная прочность Gf Т1В2 при комнатной температуре и постоянной плотности. Ссылки на источники в соответствии со списком литературы в [6]
пературе. В данной работе средний размер зерна не превышал 5 мкм, поэтому в расчетах использовалось значение а0 равное 550МПа.
Значения параметров поликристаллического Т1В2, используемые в расчетах, приведены в табл. 3 для массовой доли Т1В2 > 98 %, р ~ 4.5 ± 0.1 г/см3, размера зерна d ~ 5 ± 1 мкм.
3. Математическая постановка задачи
Численное моделирование механического поведения нагружаемых образцов металлокерамического композита в 2Э-постановке было выполнено решением системы уравнений механики деформируемого твердого тела, включающей законы сохранения массы и импульса вместе с геометрическими соотношениями и определяющими уравнениями в лагранжевой системе
координат. Так как рассматривается изотермическая деформация при комнатной температуре, а среда считается баротропной (напряжение а зависит только от деформаций и не зависит от температуры), замкнутая система уравнений получается без привлечения уравнения, выражающего закон сохранения энергии: рУ = Ро^0, РЧ = ау,у +рFi,
2е I
--Чу + vy;,
^ - . ^ - , -V-- V •
У 1 ,У У У 1,У У
р=-к(©'-©р), ©1=еи.
Определяющие уравнения (2) записываются в релаксационной форме в приращениях. В уравнениях (2) напряжения релаксируют в каждой частице среды по мере накопления в ней неупругих деформаций: Дер- = = ерД; и Д©р = ©рДt. В простейшем случае мгновенной релаксации осуществляется процедура снесения напряжений на поверхность текучести на каждом временном шаге. В этом случае приращения неупругой деформации Дер- могут быть найдены вычитанием из величины полного приращения деформаций ДеУ упругой составляющей, определяемой законом Гука (2) после процедуры релаксации (снесения напряжений на поверхность текучести):
а л =М01 -ер)5* + 2Ц(ё \к-¿р), (2)
где р — плотность материала; хк — координаты; Vi — компоненты вектора скорости перемещений; ак — компоненты тензора напряжений; а- = = -Р + Siy, где Р = 1/3 а - — среднее давление; Siy — компоненты де-виатора напряжений; Fi — компоненты вектора массовых сил; компоненты тензора скорости деформации
(1)
е ¡к =
Эvi дvk + —к
дх дх1
б1
0р = е Р — неупругая составляющая скорости объемной
:е У — полная скорость объемной деформации;
Таблица 3
Параметры поликристаллического Т1В-, использованные в расчетах
Параметр
Температура, °С
20
500
1000
Модуль объемного сжатия, ГПа
240
234
228
Предел прочности при сжатии, ГПа
1.8
Плотность, г/см3
4.500
4.449
4.389
Модуль упругости, ГПа
565
550
534
Предел прочности при изгибе, МПа
400
429
459
Твердость по Виккерсу, ГПа
25
11
4.6
Коэффициент Пуассона
0.108
0.108
0.108
Модуль сдвига, ГПа
255
248
241
Скорость звука продольная, км/с
11.4
11.3
11.2
Скорость звука поперечная, км/с
7.53
7.47
7.40
деформации; 8к — символ Кронекера; X и ц — коэффициенты Ламе; точка над символом означает материальную производную по времени. Используется разложение полной скорости деформации на упругую и неупругую составляющие: е- = е| + ер-.
Для частиц Т1В2 используется модель хрупкой среды, которая учитывает ее чувствительность к давлению, — предельная поверхность в пространстве напряжений включает первый инвариант напряжений а
/(а) = |/1 +122 - 7.
(3)
Здесь /1 и /2 — первый и второй инварианты тензора напряжений; а — коэффициент внутреннего трения; Y — предел прочности для хрупких частиц включений Т1В2. Таким образом, уравнение (3) является обобщением условия Кулона-Мора и определяет в пространстве напряжений конус Мизеса-Шлейхера. В отличие от классической модели Друкера-Прагера, в настоящей работе используется неассоциированный закон течения:
1 Эст„ '
(4)
где X — пластический множитель, определяемый из условия удовлетворения напряженного состояния функции текучести (3); пластический потенциал g (а-) имеет вид [10-12]
g (а--) =12 +у /1Г 27 /1 |+ сош!,
(5)
где Л — коэффициент (функция) дилатансии.
В этом случае скорость неупругой деформации определяется следующим выражением (эволюционные уравнения второй группы):
г1 =К+3Л17-а/11§- Iх.
(6)
Это выражение позволяет записать уравнение, связывающее объемную /1р и сдвиговую /? составляющие скорости неупругой деформации [10-12]:
/Р = 2Л/2р1/2. (7)
При Л = а получим модель Друкера-Прагера, а при Л = а = 0 — модель Прандтля-Рейсса.
Представленная модель (3)-(7) позволяет описать как пластическую деформацию металлической матрицы, так и неупругую деформацию, предваряющую разрушение хрупких включений.
Функция деградации прочности D (накопления повреждений во времени ^ в нагружаемой среде была взята как зависимость D от уровня напряжений с учетом вида напряженного состояния, определяемого по параметру Лоде-Надаи V в виде
D = 1
' [К -ао)2 + К К -а0)2р2
а*Т *
(8)
а» = а0»(1 + Х), 7 = 70(1 -D), D < 1, где Т» — некоторое характерное значение времени,
определяющее вместе с параметром а0» скорость накопления средой повреждений; а0» — параметр модели, имеющий размерность напряжений (фактически в модели один параметр с = Т *а0», который определяет скорость накопления повреждений. Подробно эта модель накопления повреждений описана в работе [13]); К = 0 при X > 0 и К = 1 при X < 0, X = 2(а2 - а3 )х х(а1 -а3)-1 -1 — коэффициент Лоде-Надаи, а1; а2, а3 — главные напряжения; а0 — малое пороговое значение напряжений, соответствующее упругому отклику среды (равное 0.2-0.5 от предела упругости в зависимости от решаемой задачи), что позволяет повреждениям накапливаться за счет работы мезоконцен-траторов напряжений различной физической природы на упругой стадии нагружения (а0 << а0) и позволяет среде более интенсивно накапливать повреждения в области растягивающих напряжений, что приводит к существенно более низкой прочности при растяжении, чем при сжатии. Функция а» зависит от вида напряженного состояния и резко падает в области растягивающих напряжений при у < 0, что обеспечивает интенсивное накопление средой повреждений в областях растяжения-сдвига. Для учета поворота элемента среды как целого используется коротационная производная по времени Яуманна:
Б- + Б-ю-- - Б-юй = 2ц| е- - 3® '8- - е? 1.
(9)
4. Результаты лабораторных и компьютерных испытаний на прочность металлокерамического композита ^№—ИБ2
Численное моделирование механического поведения образцов металлокерамического композита Т1№-Т1В2 осуществлялось нагружением представительных мезообъемов материала, максимально соответствующих структуре реальных образцов, полученных в результате их прямого лазерного выращивания. Исходный металлокерамический композит этого состава был получен методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза. В качестве исходных материалов для синтеза металлокерамических композиционных материалов применяли порошки N1 (средний размер частиц ~ 5-10 мкм), Т1 марки ПТОМ-1 (средний размер частиц ~10-20 мкм) и бора аморфного марки Б-99А (средний размер частиц ~50-700 нм). Синтез горением осуществляли в лабораторном СВС-реакторе объемом 12 л в атмосфере инертного газа (аргона). Полученные СВС-методом цилиндрические спеки подвергались дроблению и последующему измельчению. На первом этапе высокопрочные спеки дробились на щеповой дробилке, затем отсеянный порошок дисперсностью 3 мм измельчался в планетарной мельнице. После измельчения проводилась классификация порошков с отбором фракции 50-150 мкм.
Рис. 4. Изображение порошков системы TiNi-TiB2. Растровая электронная микроскопия
После размола и классификации получали целевую фракцию порошков системы NiTi-TiB2 с размером частиц 50 < (d) < 150 мкм. На рис. 4 представлено изображение полученных порошков после размола и классификации.
Исследование структуры и элементного состава порошков и образцов, полученных методом прямого лазерного выращивания, проводили с использованием растрового электронного микроскопа QUANTA 200 3D. Рентгенофазовый анализ проводили с использованием дифрактометра Shimadzu XRD 6000 при СиКа-излу-чении. Механические испытания проводили с использованием универсальной электромеханической испытательной машины Insron 3369.
Показано, что по структуре отдельная частица прош-ка представляет собой композиционный материал (рис. 5). Состав матрицы — интерметаллид с включениями микрочастиц керамики TiB2. Результаты рент-генофазового анализа порошков показали, что в порошках содержалось до 65 мас. % керамической фазы диборида титана со средним размером кристаллитов 180 нм. Средний размер кристаллитов для матричного интерметаллида составил 80 нм.
Для дальнейшего использования полученных порошков металлокерамики в аппаратах прямого лазерного выращивания образцов и изделий была проведена плазменная сфероидизация порошков с применением оборудования, основанного на высокочастотном нагреве газа. Отсутствие электродов позволяет получить особо чистую высокочастотную плазму, не загрязненную продуктами их разрушения, а невысокая скорость плазменной струи, в сравнении с дуговыми струйными плазмотронами, позволяет частицам дольше находиться в реакционной зоне плазменной струи.
В качестве основного метода для реализации послойного лазерного выращивания образцов из новых металлокерамических композиционных материалов реализована российская технология гетерофазного лазерного выращивания, которая является частным случаем эффективных и производительных технологий направленного энерговклада, direct energy deposition (DED-технология) согласно классификации ASTM. Образцы металлокерамического композита были получены на экспериментальной базе Санкт-Петербургского поли-
Рис. 5. Композиционная структура порошков системы NiTi-TiB2, полученных по СВС-технологии
1 у:
т
Ш
3 мкм
Рис. 6. Типичная сферическая частица (а) и структура металлокерамических композиционных порошков системы №Т1-Т1В2 после плазменной сфероидизации (б)
технического университета Петра Великого. Осаждающая головка комплекса оборудования для прямого лазерного выращивания представляет собой интегрированный набор лазерной оптики, сопел для подачи порошка и системы подачи инертного газа, что исключает загрязнение нежелательными примесями конечного продукта. Отличительной особенностью примененного гетерофазного лазерного выращивания металлокерамических образцов Т1№-Т1В2 является неполное плавление частиц, что обеспечивает отсутствие ванны расплава и, как следствие, меньшие градиенты температур и внутренних напряжений.
Было выявлено, что после прямого лазерного выращивания образцов из порошков системы №Т1-Т1В2 композиционная структура, заложенная на стадии синтеза, сохраняется и наследуется материалом изделий (рис. 6).
На основе реальных структур образцов металлоке-рамического композита Т1№-Т1В2 (рис. 7) для расчетов были заданы структуры представительных мезообъе-мов металлокерамического композита с различным
Рис. 7. Структура образцов из порошков системы МТ1-Т1В2, полученных с применением технологии прямого лазерного выращивания
содержанием упрочняющих частиц Т1В2 от 40 до 60 % (светлое поле — металлическая матрица Т1№, темные частицы — Т1В2). Эти представительные мезообъемы
Рис. 8. Представительные мезообъемы металлокерамического композита Т1М-Т1В2 с разным процентным объемным содержанием упрочняющих частиц Т1В2: 50 (а) и 60 % (б)
Рис. 9. Экспериментальная (1) и расчетные (2-4) а-е-диа-граммы металлокерамического композита
нагружались сжатием, как показано на рис. 8, до их разрушения. Расчетные диаграммы а-е, полученные для композита «матрица (50 %) - упрочняющие частицы
(50 %)» (кривые 2—4), в сравнении с экспериментальной для металлокомпозита того же состава (кривая 1) показаны на рис. 9. В экспериментах малые образцы металлокерамики, вырезанные из заготовки, полученной методом прямого лазерного выращивания, нагружались сжатием до разрушения (кривая 1). Образцы разрушились квазихрупко, общая деформация составляла 45 %, а разрушающие напряжения составляли 21002300 МПа. В расчетах (кривые 2-4) максимальная общая деформация также обычно не превышала 3-4 %, в то время как в полосах локализованного сдвига она достигала 50 % и более (показано оттенками серого на рис. 10, темные линии — локализованная пластическая деформация).
Расчетные а-е-диаграммы 2-4 отличаются вариацией прочности частиц Т1В2 и особенностями пластической деформации матрицы. Для кривых 3 и 4 разрушение частиц диборида титана растяжением заблокировано, т.к. они в основном находятся в облас-
Рис. 10. Распределение неупругой локализованной деформации (темные линии) в металлической матрице металлокерамического композита при сжатии, общая деформация 3.5 %, перед макроскопическим разрушением. Вертикальные линии — образующиеся трещины в хрупких частицах ТШ2. На нижнем, совмещенном с верхним, рисунке стрелками показано поле смещений частиц материала
Рис. 11. Вид напряженного состояния представительного мезообъема металлокерамического композита при сжатии, определенный по параметру Лоде-Надаи в области локальных растяжений-сдвигов (-1 < у < 0) (а) и в области сдвигов-сжатий (0 < у < 1) (б); распределение у показано оттенками серого
мшу
0 ,
шшзш
Рис. 12. Вид напряженного состояния представительного мезообъема металлокерамического композита, нагруженного сжатием по среднему давлению; Р < 0 (растяжение) (а); Р > 0 (сжатие, Ртах> 2800 МПа) (б); распределение давления показано оттенками серого
ти сжимающих напряжений. Для кривой 4 упрочнение матрицы несколько выше, чем в случае 3, упрочняющие частицы Т1В2 практически не разрушаются. Для кривой 2 наблюдается растрескивание упрочняющих частиц по механизму растяжения. Это привело к снижению среднего напряжения и увеличению локализованной деформации, что заметно уменьшило предельную деформацию образца металлокерамического композита.
Так как для интерметаллических сплавов Т1№ предельная деформация обычно не превышает 40-50 % (рис. 1), то на рис. 10 мы наблюдаем состояние пред-разрушения в металлической матрице по полосам макроскопического локализованного сдвига, в которых локализованная деформация практически достигла предельной величины. Это нагладно демонстрируют поля смещений на рис. 10.
Вид напряженного состояния, определяемый по параметру Лоде-Надаи (рис. 11) и по среднему давлению (Р = -а = -1/3 а-, а — среднее напряжение) (рис. 12), показал, что в металлокерамическом композите уже на первых этапах нагружения начинают формироваться локальные области растяжений-сдвигов (параметр Лоде-Надаи -1 < у < 0). На рис. 11, а оттенками серого показано распределение у в этой области. Как видно из этого рисунка, заметные растяжения-сдвиги формируются в основном в металлической матрице вблизи границ упрочняющих частиц, затрагивая их периферию. Такую же картину выявляет распределение отрицательных давлений (средние напряжения — растягивающие) (рис. 12, а). Несмотря на сравнительно малые объемы, охваченные растяжением-сдвигом (для данной структуры и на первых этапах деформирования, когда средняя деформация образца составляет около 1 %), они очень опасны. В дальнейшем, распространяясь на упрочняющие частицы, они приводят к их разрушению
по механизму растяжения при сравнительно малых средних напряжениях.
Распределение параметра Лоде-Надаи в положительной области (0 < у < 1), показанное на рис. 11, б оттенками серого, демонстрирует, что материал матрицы находится в основном в состоянии сдвига (белое поле) и сдвига-сжатия (оттенки серого), а упрочняющие частицы преимущественно охвачены сжатием (0.3 < у < 1) и сжатием-сдвигом (0 < у < 0.3). Такую же картину демонстрирует распределение среднего давления (или среднего напряжения) а = -Р в области положительных давлений (сжатие) (рис. 12, б). Упрочняющие частицы испытывают в основном сжатие с высоким уровнем сжимающих напряжений (Ртах = = 2800 МПа). Значительны также области низкого, среднего давления (показаны почти белым цветом), близкие к опасным состояниям сдвига-растяжения.
5. Заключение
Выполнено компьютерное конструирование образцов металлокерамического композита с металлической матрицей из интерметаллида Т1№, находящегося в области гомогенности по содержанию в сплаве N1 и Т1, и упрочняющими частицами Т1В2. Предполагается, что в области температур механических испытаний (комнатная температура) в материале матрицы не наблюдается прямых и обратных мартенситных превращений (они находятся в области ниже комнатной температуры). Так как для составляющих компонентов металло-композита в расчетах используются прочностные параметры, близкие к максимально возможным для этих материалов, а возможные структурные несовершенства (поры, микротрещины и т.д.) не учитываются, механические и прочностные свойства сконструированного композита близки к максимально возможным для этой системы (Т1№-Т1В2). Синтезирован и испытан образец
металлокерамического композита Т№-ТШ2, полученный методом прямого лазерного выращивания из сферических порошков такого же состава, полученных измельчением СВС-продукта.
Показано, что частицы металлокомпозита после плазменной сфероидизации и конечный продукт, синтезированный методом прямого лазерного выращивания, полностью наследуют структуру исходного ме-таллокомпозита, полученного СВС-методом со средним размером упрочняющих частиц ТШ2 в металлической матрице Т№, не превышающим 5 мкм.
Прочность синтезированного образца металлоком-позита составила 2200-2400 МПа, общая деформация разрушения =4 %, что очень близко к прочности и предельной деформации образцов, полученных методом компьютерного конструирования.
Численное моделирование особенностей деформации и разрушения образцов металлокерамического композита на макро- и мезоуровнях при их испытаниях на сжатие показало, что при общей средней деформации образцов около 1 % в металлической матрице начинают формироваться полосы локализованного сдвига и локальные области растяжений-сдвигов, которые частично захватывают периферию упрочняющих частиц, приводя при дальнейшем деформировании к их разрушению по механизму растяжения. В целом подавляющее число упрочняющих частиц испытывают сжатие и сжатие-сдвиг. В матрице развиты в основном сдвиговые деформации, образующие в образце полосы макроскопического сдвига, пересекающие весь образец. Локализованная деформация в этих полосах в среднем достигает нескольких десятков процентов, до 80-100 % в областях концентрации напряжений, при общей средней деформации образца (макроуровень) 3.5-4 %. Таким образом, при данной средней деформации в материале металлической матрицы достигаются предельные значения деформаций, что приводит к ее разрушению. Большинство упрочняющих частиц в компьютерных экспериментах оказались неразрушенными. Около 1015 % жестких включений разрушено по механизму растяжения.
Работа выполнена при поддержке программы повышения конкурентоспособности Национального исследовательского Томского государственного университета
и частично по программе фундаментальных научных исследований государственных академий наук на 20132020 гг., направление III.23 в части математической модели. Авторы также выражают благодарность д.ф.-м.н. Лоткову А.И. за ценные советы и обсуждение работы.
Литература
1. Маликов А.Г., Оришич А.М. Лазерное выращивание металлических
и металлокерамических изделий // Аддитивные технологии. -2018. - № 3. - С. 30-33.
2. Туричин Г.А., Скляр М.О. Бабкин К.Д., Климова-Корсмик О.Г., Земляков Е.В. Прямое лазерное выращивание — прорыв в изготовлении крупногабаритных изделий // Аддитивные технологии. - 2017. - № 3. - С. 32-35.
3. Дранков А.Д., Калугин Г.В., Шагнев С.Ю. 3D-печать в производстве
ракетно-космической техники // Аддитивные технологии. -2017.- № 3. - С. 30-31.
4. Потекаев А.И., Хохлов В.А., Галсанов С.В. Структурно-фазовые состояния и свойства никелида титана при глубоком неоднородном пластическом деформировании // Изв. вузов. Черная металлургия. - 2012. - Т. 55. - № 6. - С. 61-64. - doi 10.17073/03680797-2012-6-61-64.
5. Солдатова М.И., Ходоренко В.Н., Гюнтер В.Э. Физико-механические и прочностные свойства сплавов на основе никелида титана (ТН-10, ТН-20, ТН-1В) // Изв. ТПУ - 2013. - Т. 322. - № 2. -С. 135-139.
6. Munro R.G. Material properties of titanium diboride // J. Res. Nat. Ins. Stand. Tech. - 2000. - V. 105. - P. 709-720.
7. Балохонов P.P., Романова В.А. Численное моделирование деформации и разрушения металлокерамических композитов на мезоуров-не // Физ. мезомех. - 2004. - Т. 7. - Спец. вып. - Ч. 1. - С. 39-42.
8. Романова В.А., Балохонов P.P. Влияние формы включений и проч-
ностных свойств интерфейсов на механизмы разрушения ме-таллокерамического композита на мезоуровне // Физ. мезомех. -2007. - Т. 10. - № 6. - С. 75-88.
9. Макаров П.В., Еремин М.О. Моделирование разрушения керамических композиционных материалов при одноосном сжатии // Вестник ТГУ. Математика и механика. - 2013. - № 1. - С. 61-74.
10. Макаров П.В. Самоорганизованная критичность деформационных процессов и перспективы прогноза разрушения // Физ. мезомех. - 2010. - Т. 13. - № 5. - С. 97-112.
11. Николаевский В.Н. Определяющие уравнения пластического деформирования сыпучей среды // ПММ. - 1971. - Т. 35. - № 6. -С. 1070-1082.
12. Стефанов Ю.П. Режимы дилатансии и уплотнения развития деформации в зонах локализованного сдвига // Физ. мезомех. -2010. - Т. 13. - Спец. вып. - С. 44-52.
13. Смолин И.Ю., Макаров П.В., Кульков А.С., Еремин М.О., Бакеев P.A. Режимы с обострением при разрушении образцов горных пород и элементов земной коры // Физ. мезомех. - 2016. - Т. 19. -№ 6. - С. 77-85. - doi 10.24411/1683-805X-2016-00033.
Поступила в редакцию 23.08.2018 г.
Сведения об авторах
Бакеев Рустам Альфредович, к.ф.-м.н., нс ТГУ, нс ИФПМ СО РАН, bakeev@ispms.ru Макаров Павел Васильевич, д.ф.-м.н., проф. ТГУ, зав. лаб. ИФПМ СО РАН, pvm@ispms.ru Перышкин Алексей Юрьевич, мнс ТГУ, инж. ИФПМ СО РАН, alexb700@yandex.ru Промахов Владимир Васильевич, к.т.н., снс ТГУ, vvpromakhov@mail.ru Жуков Александр Степанович д.ф.-м.н., проф. ТГУ, asz57@mail.ru
Климова-Корсмик Ольга Геннадьевна, к.т.н., доц. СПбГМТУ, доц. СПбПУ, o.klimova@ltc.ru
