CC BY
0
УДК 621.77, 004.942, 621.793
Математическое моделирование процессов формообразования сложнопрофильной заготовки из ультрамелкозернистого титанового сплава и последующего осаждения защитного покрытия из высокоэнтропийного сплава на ее поверхность
Р.Р. Валиев1, А.В. Олейник1, Р.Н. Асфандияров1'2, А.Ю. Назаров1,
11 3
К.Н. Рамазанов , Я.Н. Савина , А.Р. Кильмаметов
1 Уфимский университет науки и технологий, Уфа, 450076, Россия 2 Институт физики молекул и кристаллов Уфимского федерального исследовательского центра РАН,
Уфа, 450075, Россия
3 Лаборатория материаловедения и технологий, Университет Сорбонна Париж-Норд, Вильтанез, 93430, Франция
В статье представлены результаты конечно-элементного компьютерного моделирования процесса выдавливания в закрытую полость сложнопрофильной заготовки из титанового сплава Ti-6Al-4V с ультрамелкозернистой структурой и последующего процесса вакуумно-дугового осаждения на ее поверхность защитного покрытия из высокоэнтропийного сплава системы TiVZrCrAl. Проведен анализ температурных полей заготовки в процессе выдавливания, определены величины деформационного разогрева и необходимой силы деформирования в зависимости от различных начальных температурно-скоростных условий обработки. Проанализировано распределение интенсивности деформации в процессе выдавливания заготовки. Согласно полученным данным, выбранные температурные и скоростные условия позволяют использовать в качестве исходной заготовки титановый сплав с ультрамелкозернистой структурой, не ухудшая его механических характеристик. В ходе компьютерного моделирования процесса осаждения покрытия на поверхность полученной сложнопрофильной заготовки проведены расчеты температуры, химического состава и распределения толщины покрытия из высокоэнтропийного сплава. Установлено, что толщина покрытия по поверхности сложнопрофильного изделия изменяется в пределах 6.57.5 мкм, а температура разогрева поверхности в процессе осаждения находится в пределах 368-597 °C, что удовлетворяет условиям сохранения ультрамелкозернистой структуры в сплаве.
Ключевые слова: титановый сплав, высокоэнтропийное защитное покрытие, математическое моделирование, деформационный разогрев, комбинированная обработка, ультрамелкозернистая структура
DOI 10.55652/1683-805X_2024_27_4_117-128
Mathematical modeling of complex-shaped workpiece forming from ultrafine-grained Ti alloy and subsequent deposition of protective coatings based on high-entropy alloy
R.R. Valiev1, A.V. Oleinik1, R.N. Asfandiyarovu, A.Yu. Nazarov1, K.N. Ramazanov1, Ya.N. Savina1, and A.R. Kilmametov3
1 Ufa University of Science and Technology, Ufa, 450076, Russia 2 Institute of Molecule and Crystal Physics, Ufa Federal Research Center RAS, Ufa, 450075, Russia 3 Laboratory of Technological and Materials Research, Sorbonne Paris Nord University, Villetaneuse, 93430, France
The paper reports on finite element simulation of extrusion of a complex-shaped workpiece made of the ultrafine-grained Ti-6Al-4V alloy and vacuum-arc deposition of a protective coating based on the TiVZrCrAl high-entropy alloy. Temperature fields formed in the workpiece during extrusion are studied. Strain-induced heating and the necessary forming force are determined for the initial temperature-rate conditions. The distribution of strain intensity in the workpiece during extrusion is also analyzed. According to the obtained data, the chosen temperature-rate conditions allow using the ultrafine-grained titanium alloy as the initial workpiece without deteriorating its mechanical characteristics. Computer simulation of the coating deposition on the complex-shaped workpiece provides values of the temperature, chemical composition, and thickness of the high-entropy coating. Thus, the coating thickness is about 6.5-7.5 ^m, and the surface heating temperature during the deposition process is within 368-597°C, which allows retaining the ultrafine-grained structure in the alloy.
Keywords: titanium alloy, protective high-entropy coating, mathematical modeling, strain-induced heating, combined processing, ultrafine-grained structure
© Валиев Р.Р., Олейник А.В., Асфандияров Р.Н., Назаров А.Ю., Рамазанов К.Н., Савина Я.Н., Кильмаметов А.Р., 2024
1. Введение
Повышение эффективности современных газотурбинных двигателей тесно связано с разработкой новых подходов к повышению эксплуатационных свойств ответственных изделий, работающих в экстремальных условиях (высокие динамические нагрузки, эрозионный износ). В настоящее время наиболее перспективным подходом является комбинированное применение ультрамелкозернистых металлов и сплавов с повышенным комплексом механических свойств для изготовления ответственных изделий сложной геометрии и вакуумно-дуговое осаждение специальных покрытий для защиты поверхности на основе высокоэнтропийных сплавов за счет их уникальных свойств — повышенной твердости, износостойкости, термической стабильности и стойкости к окислению [1-5].
Наиболее эффективным методом, способствующим повышению прочностных характеристик металлов и сплавов, является формирование в их объеме ультрамелкозернистой структуры методами интенсивной пластической деформации [6-8]. Для изготовления объемных деталей сложной формы с ультрамелкозернистой структурой необходимо также комбинирование методов интенсивной пластической деформации с традиционными методами пластической деформации. Одним из таких методов получения сложнопрофиль-ных изделий является метод выдавливания в закрытую полость [9, 10]. Однако этот метод связан с интенсивным деформационным разогревом заготовки, что может негативно сказаться на предварительно сформированной ультрамелкозернистой структуре в объеме исходной заготовки. Как известно, титановые сплавы с ультрамелкозернистой структурой уже при температуре 600 °С проявляют сверхпластические свойства [11-13]. Эта важная особенность может быть применена для изготовления изделий сложной формы с повышенным уровнем механических свойств за счет снижения температуры деформации при сохранении в изделиях ультрамелкозернистой структуры.
Второй подход, позволяющий повысить эксплуатационные характеристики ответственных изделий, заключается в применении защитных покрытий из высокоэнтропийных сплавов. Отличительной чертой таких покрытий является экви-атомное соотношение входящих компонентов, которых, как правило, не менее пяти [14-17]. Основой для высокоэнтропийных сплавов, которые
рассматриваются в качестве перспективных высокотемпературных материалов, изначально служили исключительно тугоплавкие металлы, такие как Мо, Та, V, обладающие высокой плотностью и, соответственно, значительно увеличивающие итоговую массу конструкции [18, 19]. С целью увеличения удельной прочности было предложено использовать более легкие тугоплавкие элементы [20]. Однако впоследствии было обнаружено, что добавление легкоплавкого алюминия в сплав, с одной стороны, снижает плотность материала, а с другой — повышает твердость и предел прочности при растяжении [21]. Так, сплав Л1Мо05КЬТа05Т12г продемонстрировал повышение указанных характеристик на 9.4 и 12.7 % соответственно в сравнении со сплавом СгМо05КЬТа0.5Т12г. Аналогично, для сплава Л110.4 Ж06КЬТаТ12г твердость и прочность при растяжении повысились на 28.9 и 84.8 % соответственно в сравнении с базовым НШЬТаТ12г [21]. В сравнении со сплавами Ш718 и Маг-М247 разница более значительная при температурах 23, 800 и 1000 °С. В этой связи исследования, связанные с покрытием схожего состава и моделированием его получения, представляют научный интерес. Так, в работе [22] исследовались покрытия системы (Т^2гСгЛ1)К на подложке из 2г-4. Покрытия наносились при различных составах рабочего газа, и было установлено, что данное покрытие успешно защищает от коррозии до температур, не превышающих 1000 °С, за счет образования на поверхности фаз Л^04 и Сг203, препятствующих дальнейшему продвижению кислорода вглубь материала. Схожее исследование, но только для покрытия Т^2гСгЛ1 также на подложке из 2г-4, представлено в работе [23]. Аналогично установлено, что образование фаз Л^04 препятствует диффузии кислорода в материал. Наибольшая адгезия покрытия с подложкой обнаружена при температуре нанесения 300 °С. Схожее покрытие (Т^2гСгЛ1)К на подложке из стали М50 рассмотрено в работе [24]. Проведены коррозионные испытания в условиях агрессивной среды в отличие от предыдущих работ, где исследования проводились в дистиллированной воде. Было установлено, что покрытие данного состава снижает унос массы образца с 0.6 до 0.01 мг в сравнении с незащищенной поверхностью при эрозионных испытаниях. При этом отмечено, что термообработка образцов с покрытием ухудшает коррозионную стойкость до 0.06 мг из-за образования микропор на поверхности. Таким образом,
покрытия системы TiVZrCrAl успешно решают задачу защиты материала от окисления при высоких температурах.
Таким образом, в настоящей статье предлагается комбинированный подход и его двухэтапное компьютерное моделирование, включающее в себя: процесс выдавливания заготовки с приданием ей сложной формы и вакуумно-дуговое осаждение защитного покрытия из высокоэнтропийного сплава на поверхность сложнопрофильной заготовки. Хорошо известно, что ультрамелкозернистую структуру в объеме заготовки можно получать различными методами интенсивной пластической деформации, однако влияние процесса выдавливания и вакуумно-дугового осаждения покрытия на разогрев заготовки в процессе обработки и, соответственно, влияние на уже сформированное структурное состояние практически не исследовали.
В этой связи основной целью настоящей работы является исследование деформационного разогрева заготовки в процессе выдавливания изделия сложного профиля в зависимости от разных тем-пературно-скоростных условий деформирования (выдавливания), расчет температуры подложки (сложнопрофильного изделия), процентного соотношения химического состава и распределения толщины покрытия системы TiVZrCrAl, осажденного вакуумно-дуговым методом. Компьютерное моделирование этих процессов позволит определить оптимальные режимы изготовления ответственных изделий из ультрамелкозернистых титановых сплавов без ухудшения их механических характеристик.
2. Детали моделирования
2.1. Конечно-элементное компьютерное моделирование в программном комплексе DEFORM 3D
Известно, что заметное влияние на структурное состояние оказывает температура деформационной обработки. В качестве исходного структурного состояния заготовки принимали ультрамелкозернистое состояние с заданным комплексом механических свойств [25, 26]. По предложенной схеме термомеханической обработки на первой стадии в процессе равноканального углового прессования получается заготовка с ультрамелкозернистой структурой. На втором этапе происходит процесс выдавливания заготовки сложной формы. С учетом материала заготовки, геометрических особенностей оснастки для данного про-
цесса возможен существенный деформационный разогрев, который, в свою очередь, может способствовать процессам рекристаллизации, что может привести к росту зеренной структуры и, соответственно, к снижению механических характеристик. Для определения возможного деформационного разогрева было проведено конечно-элементное компьютерное моделирование процесса выдавливания заготовки для придания ей сложной формы с использованием программного комплекса Deform 3D. Схема процесса выдавливания приведена на рис. 1.
Были выбраны следующие исходные данные и условия. Материал исходной заготовки — титановый сплав Ti-6Al-4V. Кривые упрочнения и физические свойства данного сплава использовали из библиотеки Deform 3D. Материал заготовки в исходном состоянии является пластичным, изотропным и в нем отсутствуют начальные напряжения и деформации. Для заготовки была сгенерирована сетка конечных элементов, состоящая из тетраэдров, количество которых составляло 50000. Минимальный размер элемента 0.72 мм, максимальный размер 1.44 мм. Была активирована опция Volume Compensation, которая позволяет компенсировать объем заготовки в случае появления вырожденных и дефектных конечных элементов в процессе моделирования. Инструмент, используемый в процессе моделирования, является абсолютно жестким, и учет его геомет-
2
2 — пуансон; 3 — матрица (цветной в онлайн-вер-сии)
рии производился автоматически. Модели инструментов (матрица и пуансон) на конечно-элементную сетку не разбивали. В программном комплексе Deform 3D в качестве одной из основных используется теория пластичности Сен-Вена-на-Мизеса. Задачу решали в связанной термомеханической постановке, с учетом зависимости свойств материала от температуры и скорости деформации. Такие теплофизические свойства, как теплопроводность и теплоемкость, были заданы как функция от температуры. Моделирование выполняли с учетом прироста температуры металла от теплового эффекта, возникающего при пластической деформации, в то время как температура инструментов была постоянной. Проводили моделирование объемной схемы деформации с высокими контактными напряжениями, поэтому для этого процесса был принят закон трения по Зибе-лю. Исходя из экспериментальных и литературных данных фактор трения по Зибелю для пар трения «оснастка-заготовка» приняли равным 0.3 [27]. С целью исключения «конфликта» между заготовкой и оснасткой на контактных поверхностях оснастки задавали условие непроницаемости.
Количество шагов моделирования составляло 500 с постоянным шагом по времени, а временной шаг был выбран 0.05 с, величина шага была определена опытным путем при предварительных расчетах.
Конечно-элементная модель описывала движение сплошной среды на основе подхода Лагран-жа, а также был применен решатель сопряженных
градиентов Conjugate Gradient с прямым методом итераций.
В качестве варьируемых параметров были выбраны наиболее важные при данном процессе — температура и скорость деформирования. В процессе моделирования рассматривали две температуры 650 и 750 °С и три варианта скоростей 1, 5 и 10 мм/с.
2.2. Методика расчета состава покрытия, скорости роста и распределения его толщины
При расчетах в качестве материала катода использовали высокоэнтропийный сплав TiVZrCrAl в эквимолярном соотношении химических элементов. В качестве установки для осаждения покрытия использовали ННВ-6,6-И1, схема которой представлена на рис. 2 [28].
Расчет был произведен для заготовки сложной формы из титанового сплава Ti-6Al-4V, полученной по результатам компьютерного моделирования в разд. 3.1.
Для расчета плотности ионного тока применяли соотношение [29]
Rc2 -12 - b2
1 + ■
Jr ,ф
ц l z-
2%m, R2
2 7 2
+12 + b2 - 4 R2b
(1)
где ^р — коэффициент эрозии катода; 4 — ток дуги, А; — масса конденсируемого иона, кг; ^ — средний заряд ионов, Кл; Яс — радиус катода, м; Ь и I — расстояния от рассчитываемой точки до центра катода, м.
Рис. 2. Схема установки ННВ-6,6-И1 (цветной в онлайн-версии)
Рис. 3. Зависимость толщины нанесенного покрытия от времени нанесения [30] (цветной в онлайн-версии)
Рассчитанные значения ионного тока применяли для определения температуры подложки. Принимая во внимание невозможность учесть вклад каждого химического элемента в тепловой поток, были рассчитаны пять температур подложки, при этом близкая к истинной температура подложки определялась в диапазоне между максимальным и минимальным значением:
TSub = 4 -Г4 +
J b (W + zeUsub + aond + eU
(2)
где Тт — температура среды; а — постоянная Стефана-Больцмана; — энергия иона; [/8иЬ — потенциал подложки; Ц — средний потенциал ионизации; ^С0па — энергия, выделяющаяся при конденсации одного иона; ег — интегральный коэффициент излучения подложки; е — заряд электрона.
Для расчета скорости роста толщины ¥к покрытия использовали соотношение [29]
m-
Vk — (ScondJr SsniJi)
ZiP
(3)
где £С0Па — коэффициент конденсации; ^8рг — коэффициент распыления; р — плотность материала покрытия. Рассчитанное значение используется на следующем этапе при получении распределения толщины покрытия по поверхности подложки.
Известно, что рост толщины покрытия происходит линейно со временем, что показано на рис. 3 [30].
Тангенс угла наклона прямой Ь (в соответствии с рис. 3) в рассчитываемой точке зависит от угла падения частиц и плотности потока. Учитывая, что в начальный момент времени толщина покрытия равна нулю, для получения Ь необходимо получить толщину за период расчета.
Процесс разработки численной модели для расчета толщины покрытия состоит из трех этапов: построение геометрии, определение граничных условий и создание расчетной сетки. Затем следуют расчет и анализ его результатов.
Работу с потоком частиц покрытия осуществляли в модуле Mathematical Particle Tracing программного комплекса COMSOL Multiphysics. Он предназначен для расчета траектории частиц в жидкости или электромагнитном поле, включая взаимодействие частиц между собой, взаимодействие частиц с текущей средой и взаимодействие частиц с полем. В данном модуле основными переменными, используемыми при расчете, являются q и v — текущие координаты и скорости частиц соответственно. Расчетная геометрия, граничные и объемные условия представлены на рис. 4.
Источник частиц задавали при помощи граничного условия Inlet, входными значениями в котором являются частота испускания частиц, их количество при каждом пуске, а также их начальная скорость v0. Формула для данного граничного условия имеет вид
Рис. 4. Расчетная геометрия и граничные условия модели: 1 — подложка (граничное условие Wall с условием Stick и Accumulator); 2 — источник плазмы (граничное условие Inlet); 3 — граница между вращающимся и неподвижным интерфейсами (граничное условие Particle Continuity); 4 — остальные границы (граничное условие Wall Disappear) (цветной в он-лайн-версии)
asr ze
(4)
Р = V0'
U = Чo'
где q0 — начальное положение частицы.
Для стенок камеры установки выбрано граничное условие Wall с условием Disappear. Таким образом, при касании стенок дальнейшая траектория частиц не рассчитывалась, т.е. частица «исчезает» из расчетной области, т.к. не представляет дальнейшего интереса:
q = NaN. (5)
Для подложки выбрано граничное условие Accumulator Wall с условием Stick. Таким образом, при касании частицей заготовки мгновенная скорость частицы в точке касания становится равной скорости заготовки в данной точке и частица «прилипает» к подложке. Затем при обработке результатов выводится концентрация частиц на единицу поверхности (c, ед./м2), рассчитываемая по встроенной в COMSOL формуле
Ygr = sm(«ci)XOr -cosfot)Y0r,
gr
gr'
Oc N
— =Hrö(qj, t - tj ),
Ot j=1
(6)
где r — константа, определяющая единицу площади (мм2 или м2); q — координата частицы; S(qj, t - tj) — функция, определяющая координату частицы qj в момент времени t; Nt — количество частиц.
Вращение заготовки в камере осуществляли с подключением модуля Deformed Mesh, что позволило перестраивать расчетную сетку по заданным законам с добавлением объемного условия Prescribed Deformation. При этом расчетная область разделена на неподвижную и вращающуюся, между которыми автоматически создается контактная пара. Одноосное вращение детали осуществлялось с использованием формул:
d(z) = (Xg - X0)cos(wt)
-(Zg -Zo)sin(wi) + Zo -Zg, d(x) = (Xg - X0)sin(wt) (Zg -Zo)cos(wi) + Xo -Xg,
(7)
где С(г), С(х) — деформации сетки в осях г и х соответственно; Х%, — координаты начальных положений системы; 20, Х0 — координаты оси вращения; ю — скорость вращения; ^ — время.
Планетарное движение заготовки добавлено с помощью формул:
Х§г = ес8(шс^) Х^г + )7§0г,
X1 = cos(wct) Xg + sin(wct )Y
(8)
Y1 = sin(«ci)Xg - cos(«ct)Yg, Xr = cos(0si)(Xgr - X1) + sin(0si)(Ygr -11) + Xgr,
Y = sin(0st)(Xgr - X1)- cos(0st)(Ygr -11) + Ygr,
где Xgr, Ygr — деформация сетки в системе координат планетарно-вращающихся механизмов; Xr, Yr — общая деформация сетки; X1, Y1 используются для расчета поворота центров вращения планетарных частей механизма; 0s — угловая скорость вращения сателлитов; rac — угловая скорость поворота центров механизмов.
После указания граничных условий была построена расчетная сетка в автоматическом режиме с указанием размера элемента — Extra Fine. В качестве решателя использован стандартный Iterative. Временной шаг расчета принят за 0.001 с. Конечным результатом расчета являлось распределение толщины покрытия по всей поверхности заготовки.
3. Результаты моделирования и их обсуждение
3.1. Конечно-элементное компьютерное моделирование выдавливания заготовки сложной формы из ультрамелкозернистого титанового сплава Ti-6Al-4V
Общий вид сложнопрофильной заготовки как результат конечно-элементного моделирования процесса выдавливания изображен на рис. 5. Как видно на рисунке, в ходе моделирования было по-
Рис. 5. Общий вид сложнопрофильной заготовки после моделирования процесса выдавливания (цветной в онлайн-версии)
Рис. 6. Температурные поля заготовки на разных стадиях выдавливания (начальная температура 750 °С, скорость деформирования 5 мм/с, поперечное сечение): начальная стадия (а); стадия установившегося течения (б, в); завершение процесса выдавливания (г) (цветной в онлайн-версии)
лучено сложнопрофильное изделие правильной геометрической формы, т.е. без каких-либо видимых дефектов.
Распределение температурных полей заготовки на разных стадиях выдавливания, полученных в результате моделирования, представлено на рис. 6. Анализ полученных данных показал, что для всех рассмотренных случаев наибольший ра-
зогрев происходит в области нижней «ступени» (на рис. 6, а выделена красным овалом). На первом этапе начинается процесс постепенного разогрева с концентрацией максимальной температуры в области ступеней, температура продолжает расти и на стадии установившегося течения. Далее, когда сформирована большая часть пера изделия, за счет того, что она в этой части отно-
Рис. 7. Область исследований максимальных значений температуры (а) с примером получаемого графика (б) (цветной в онлайн-версии)
сительно «тонкая», а величина деформации в этой области заметно меньше, чем в области ступеней, и при этом температура матрицы является постоянной, то происходит постепенное охлаждение заготовки практически до температуры инструмента.
Наиболее важную часть для исследований температурного режима в процессе обработки представляет область ступеней, т.к. они являются замковой частью готового изделия и в силу геометрического исполнения также являются концентратором напряжений, что в свою очередь
оказывает заметное влияние на эксплуатационную надежность готового изделия.
На рис. 7 показаны область заготовки и точки, в которых регистрировали значения максимальных температур для построения графиков, а также проводили сравнения между выбранными режимами обработки.
На рис. 8 показана зависимость максимальной температуры (синий) и величины деформационного разогрева (оранжевый) в области нижней ступени от температурно-скоростного режима выдавливания. Анализ полученных данных пока-
Рис. 8. Зависимость максимальной температуры и величины деформационного разогрева в области нижней ступени от температурно-скоростного режима выдавливания (цветной в онлайн-версии)
Рис. 9. Зависимость силы выдавливания и максимальной температуры в области нижней ступени от скорости выдавливания при начальной температуре 750 °С (цветной в онлайн-версии)
зал, что увеличение скорости ведет к заметному увеличению максимальной температуры нагрева заготовки в процессе деформации вне зависимости от начальной температуры. Так, максимальная температура наблюдалась при режиме 750 °С, 10 мм/с и составляла 1080 °С, тогда как в случае нагрева заготовки до 750 °С и снижения скорости до 1 мм/с максимальная температура достигала 970 °С. Увеличение начальной температуры также ведет к увеличению максимального значения. Так, разница между режимами 650 и 750 °С для скорости 10 мм/с составляет 30 °С.
Далее была проведена оценка величины деформационного разогрева (разница между максимальной в процессе деформирования и начальной температурой) в зависимости от температурно-скоростного режима выдавливания. Анализ полу-
ченных данных показал, что уменьшение начальной температуры процесса выдавливания ведет к увеличению деформационного разогрева. Это можно связать с тем, что начальная температура 650 °С является слишком низкой для деформирования сплава Т1-6Л1-4У и, соответственно, возрастают сила деформирования и необходимые напряжения, течение металла становится затрудненным, что и ведет к интенсификации разогрева. Увеличение скорости выдавливания до 10 мм/с при температуре 650 °С также ведет к повышению деформационного разогрева. Самый высокий разогрев наблюдается при режиме 650 °С, 10 мм/с и составляет 400 °С, тогда как в случае 750 °С, 1 мм/с максимальный разогрев достигает всего 220 °С, т.е. в 2 раза меньше.
Анализ данных показал, что увеличение скорости выдавливания ведет к заметному снижению необходимой силы (рис. 9). В случае начальной температуры 750 °С увеличение скорости с 1 до 10 мм/с ведет к снижению необходимой силы на 25-30 %. Этому способствует заметное повышение температуры при увеличении скорости выдавливания.
На рис. 10 показано распределение интенсивности деформации в продольном сечении, которое имеет градиентный характер. Максимальные значения наблюдаются в области стыка пера и замка сложнопрофильной заготовки и достигают е ~ 6, что может положительно сказаться на характеристиках прочности и надежности готового изделия. Минимальные значения наблюдаются в
Таблица 1. Результаты расчета плотности ионного тока
и скорости роста толщины покрытия
Л1 V 2г Сг
]г,ф, А/м2 66.38 157.30 54.84 45.48 56.31
Ук, мкм/ч 2.44 6.18 1.68 1.42 2.54
Таблица 2. Соотношение элементов в зависимости от способа расчета
П, % Л1, % V, % 2г, % Сг, %
по Л,ф (1) 17 41 14 12 15
по Гк (3) 17 43 12 10 18
Таблица 3. Сводные данные элементного состава покрытий из различных литературных источников
Источник П, % Л1, % V, % 2г, % Сг, %
[24] 19 23 17 19 22
[24] 17 19 16 22 27
[22] 20 21 19 15 23
В данной работе 17 41 14 12 15
Таблица 4. Результаты расчета температуры подложки
Л1 V 2г Сг
424 °С 597 °С 386 °С 490 °С 368 °С
периферийной области и составляют е ~ 1.5. Теоретически, полученное градиентное накопление деформации и его достаточно высокое значение обеспечат градиентное и существенное измельчение структуры, что в целом позволит сохранить высокий уровень механических и эксплуатационных свойств готового изделия.
Хорошо известно, что интенсивная пластическая деформация методом равноканального углового прессования позволяет сформировать в титановом сплаве ВТ6 ультрамелкозернистую структуру со средним размером зерен около 300350 нм [8, 31], при этом для сохранения ультрамелкозернистого состояния температура обработки не должна превышать 650-700 °С [32, 33]. В случае использования исходной заготовки с ультрамелкозернистой структурой температурные зависимости, установленные в ходе моделирования, являются близкими к критическим, что может негативно сказаться на структуре и механических свойствах в конечном изделии. Однако мы предполагаем, что накопленная степень деформации (е ~ 1.5-6) в ходе процесса формообразования позволит сохранить в конечной сложнопрофильной заготовке ультрамелкозернистую структуру со
средним размером зерен до 1 мкм, не ухудшая при этом ее прочностных характеристик [6, 34].
3.2. Расчет состава высокоэнтропийного покрытия, скорости роста, распределения его толщины и температуры подложки
Рассчитанные значения ]гфф и V по формулам (1) и (3) на оси катода для Л, Л1, V, Сг, 2г представлены в табл. 1. В табл. 2 представлено соотношение элементов в зависимости от способа расчета по ионному току или скорости роста покрытия.
В результате расчетов установлено, что, несмотря на равное соотношение элементов в катоде и исходя из расчетных значений, ожидается преобладание алюминиевой составляющей в конечном покрытии. Также, исходя из равного соотношения элементов в катоде, скорость роста покрытия прогнозируется в районе 3.5 мкм/ч. Необходимо отметить, что итоговые значения элементного состава покрытия не в полной мере согласуются с литературными данными, описанными в работах [22, 24] (табл. 3). Вероятно, это связано с отличным от используемого в настоящей работе метода осаждения покрытия (магнетрон-ное распыление), что привело к изменению коэффициента эрозии катода
В табл. 4 представлены результаты расчета температуры подложки. Таким образом, температура нагрева подложки (сложнопрофильной заготовки) в вакуумной установке будет находиться в пределах 368-597 °С, что в принципе удовлетворяет условиям сохранения ультрамелкозернистой структуры титанового сплава Ti-6A1-4V, учитывая длительность процесса осаждения покрытия (не более 2 ч).
Рис. 11. Результаты расчета распределения толщины покрытия (цветной в онлайн-версии)
Результаты расчета распределения толщины покрытия по поверхности подложки представлены на рис. 11. В результате анализа расчетов распределения толщины покрытия по поверхности заготовки установлено, что покрытие осаждается равномерно по всей поверхности сложнопро-фильной заготовки. Характерное значение толщины покрытия составляет 6.5-7.5 мкм.
4. Выводы
В результате конечно-элементного компьютерного моделирования процесса выдавливания в закрытую полость сложнопрофильной заготовки из титанового сплава Т1-6Л1-4У показано, что наибольший разогрев происходит в области нижней ступени, максимальная температура варьируется от 970 до 1080 °С в зависимости от темпе-ратурно-скоростного режима выдавливания. Установлено, что уменьшение начальной температуры и/или увеличение скорости процесса выдавливания ведет к повышению деформационного разогрева. Максимальная величина интенсивности деформации составляет е ~ 6 и наблюдается в области стыка пера и замка. Полученное градиентное накопление деформации и ее величина обеспечивают значительное измельчение структуры в процессе формообразования, что в целом позволяет сохранить ультрамелкозернистую структуру, и соответственно не снизить комплекс механических и эксплуатационных характеристик готового изделия.
В результате расчета химического состава защитного покрытия установлено, что распределение элементов в покрытии составляет Т1(17 %) Л1(41 %)У(14 %)2г(12 %)Сг(15 %). Скорость роста покрытия составляет 3.5 мкм/ч, причем температура разогрева поверхности сложнопрофильного изделия в процессе осаждения прогнозируется в пределах 368-597 °С, что удовлетворяет условиям сохранения ультрамелкозернистой структуры в титановом сплаве Т1-6Л1-4У.
Рассмотренный в настоящей статье комбинированный подход, включающий термомеханическую обработку с формированием ультрамелкозернистой структуры в объеме заготовки в процессе равноканального углового прессования, выдавливания заготовки с приданием ей сложной формы и осаждения защитного покрытия из высокоэнтропийного сплава на ее поверхность, позволит изготавливать изделия необходимой формы с повышенным комплексом эксплуатационных характеристик.
Финансирование
Исследование выполнено за счет гранта Российского научного фонда № 23-79-10118, https://
rscf.ru/project/23-79-10118/.
Литература
1. Xu, Y., Li, G., and Xia, Y., Synthesis and Characterization of Super-Hard AlCrTiVZr High-Entropy Alloy Nitride Films Deposited by HiPIMS, Appl. Surf. Sci., 2020, vol. 523, p. 146529.
2. Novikov, V., Stepanov, N., Zherebtsov, S., and Sali-shchev, G., Structure and Properties of High-Entropy Nitride Coatings,Metals, 2022, vol. 12, no. 5, p. 847.
3. Zhang, Y., Zhang, Z., Wang, X., Yao, W., and Liang, X., Structure and Properties of High-Entropy Amorphous Thin Films: A Review, JOM, 2022, vol. 74, no. 3, pp. 794-807.
4. Lothrop, A., Yang, Q., Huang, X., and Wu, X., Characterization of (AlCrTiVZr) N High-Entropy Coating Produced by Cathodic Arc Evaporation, J. Mater. Eng. Perform., 2023, pp. 1-13.
5. Gelchinski, B.R., Balyakin, I.A., Yuryev, A.A., and Rem-pel, A.A., High-Entropy Alloys: Properties and Prospects of Application as Protective Coatings, Russ. Chem. Rev., 2022, vol. 91, p. RCR5023.
6. Valiev, R.Z., Zhilyaev, A.P., and Langdon, T.G., Bulk Nanostructured Materials: Fundamentals and Applications, John Wiley & Sons, 2013.
7. Horita, Z. and Edalati, K., Severe Plastic Deformation for Nanostructure Controls, Mater. Trans., 2020, vol. 61, no. 11, pp. 2241-2247.
8. Semenova, I.P., Polyakova, V.V., Dyakonov, G.S., and Polyakov, A.V., Ultrafine Grained Titanium Based Alloys: Structure and Service Properties for Engineering Applications, Adv. Eng. Mater., 2020, vol. 22, no. 1, p. 1900651.
9. Овчинников, А.Г., Основы теории штамповки выдавливанием на прессах, Москва: Машиностроение, 1983.
10. Сторожев, М.В., Попов, Е.А., Теория обработки металлов давлением, Москва: Машиностроение, 1977.
11. Dyakonov, G.S., Stotskiy, A.G., Modina, I.M., and Semenova, I.P., Superplastic Behavior and Microstructural Features of the VT6 Titanium Alloy with an Ultrafine-Grained Structure during Upsetting, Materials, 2023, vol. 16, no. 4, p. 1439.
12. Zherebtsov, S.V., Kudryavtsev, E.A., Salishchev, G.A., Straumal, B.B., and Semiatin, S.L., Microstructure Evolution and Mechanical Behavior of Ultrafine Ti-6Al-4V during Low-Temperature Superplastic Deformation, Acta Mater, 2016, vol. 121, pp. 152-163.
13. Bruder, E., Formability of Ultrafine Grained Metals Produced by Severe Plastic Deformation—An Overview, Adv. Eng. Mater, 2019, vol. 21, no. 1, p. 1800316.
14. Yeh, J.W., Chen, S.K., Lin, S.J., Gan, J.Y., Chin, T.S., Shun, T.T., Tsau, C.H., and Chang, S.Y., Nanostructured High-Entropy Alloys with Multiple Principal Elements: Novel Alloy Design Concepts and Outcomes, Adv. Eng. Mater, 2004, vol. 6, no. 5, pp. 299-303.
15. Cantor, B., Chang, I., Knight, P., and Vincent, A., Microstructural Development in Equiatomic Multicompo-nent Alloys, Mater. Sci. Eng. A, 2004, vol. 375, pp. 213218.
16. George, E.P., Raabe, D., and Ritchie, R.O., High-Entropy Alloys, Nat. Rev. Mater., 2019, vol. 4, no. 8, pp. 515534.
17. Юрченко, Н.Ю., Панина, Е.С., Салищев, Г.А., Степанов, Н.Д., Разработка и исследование высокоэнтропийных сплавов на основе системы Al-Cr-Nb-Ti-V-Zr для высокотемпературных применений, Физ. мезо-мех, 2021, т. 24, № 4, с. 16-27. https://doi.org/10. 24412/1683-805X-2021-4-16-27
18. Senkov, O.N., Wilks, G.B., Miracle, D.B., Chuang, C.P., and Liaw, P.K., Refractory High-Entropy Alloys, Inter-metallics, 2010, vol. 9, no. 18, pp. 1758-1765.
19. Панина, Е.С., Юрченко, Н.Ю., Тожибаев, A.A., Мишунин, М.В., Жеребцов, С.В., Степанов, Н.Д., Исследование структуры и механических свойств тугоплавких высокоэнтропийных сплавов на основе системы Nb-Mo-Co-X (X = Hf, Zr, Ti), Физ. мезомех, 2023, т. 26, № 4, с. 90-102. https://doi.org/10.55652/1683-805X_2023_26_4_90
20. Senkov, O.N., Senkova, S.V., Woodward, C., and Miracle, D.B., Low-Density, Refractory Multi-Principal Element Alloys of the Cr-Nb-Ti-V-Zr System: Microstructure and Phase Analysis, Acta Mater., 2013, vol. 61, no. 5, pp. 1545-1557.
21. Senkov, O.N., Woodward, C., and Miracle, D.B., Microstructure and Properties of Aluminum-Containing Refractory High-Entropy Alloys, JOM, 2014, vol. 66, pp. 20302042.
22. Liu, S., Liu, C., Yang, Z., He, L., Zeng, G., Zhang, W., Long, J., and Chang, H., Microstructure, High-Temperature Corrosion Resistance and Oxidation Properties of (TiVCrCrAl)N High Entropy Nitride Coatings with Different N2/Ar Ratios, Surf. Coat. Technol., 2024, vol. 476, p. 130226.
23. He, L., Liu, C., Zhao, S., Shu, C., Yang, J., Liu, H., Zhang, W., Lin, J., Long, J., and Chang, H., Microstructure, Mechanical and Corrosion Properties of High Hardness TiVZrCrAl HEA Coatings Prepared by Magnetron Sputtering, Surf. Coat. Technol., 2022, vol. 441, p. 128532.
24. Wang, J., Zeng, Q., He, W., Wang, Z., Ning, Z., Zheng, C., Pang, Z., and Wei, X., Attempt of TiZrVCrAl Coating on Aerospace Bearings—Lower Friction Coeffi-
cient in Oil-Liquid Mixed Media, J. Vacuum Sci. Technol. A, 2023, vol. 41, no. 5.
25. Semenova, I.P., Raab, G.I., Golubovskiy, E.R., and Vali-ev, R.R., Service Properties of Ultrafine-Grained Ti-6Al-4V Alloy at Elevated Temperature, J. Mater. Sci., 2013, vol. 48, pp. 4806-4812.
26. Semenova, I.P., Raab, G.I., and Valiev, R.Z., Nanostruc-tured Titanium Alloys: New Developments and Application Prospects, Nanotechnol. Russia, 2014, vol. 9, pp. 311-324.
27. Meier, L., Schaal, N., and Wegener, K., In-Process Measurement of the Coefficient of Friction on Titanium, Proc. CIRP, 2017, vol. 58, pp. 163-168.
28. Vardanyan, E.L., Ramazanov, K.N., Nazarov, A.Y., and Nagimov, R.S., The Influence of Architectural Coatings Based on Intermetallics, Carbides, Oxides and Nitrides of the Ti-Al System on Their Physico-Mechanical Properties, J. Phys. Conf. Ser. IOP Publ., 2019, vol. 1393, no. 1, p. 012146.
29. Sliwa, A., Kwasny, W., Sitek, W., and Bonek, M., Computer Simulation of the Relationship between Selected Properties of PVD Coatings, Archiv. Metallurg. Mater., 2016, vol. 61, no. 2A, pp. 481-484.
30. Mazumder, A., Kumar, V.D., Sethi, S., and Mukher-jee, J., Continuous Monitoring of Temperature of Electron Beam Heated Metal Evaporation Surface Using Controlled Gas Purge at Viewing Port in a Vacuum Chamber, Vacuum, 2019, vol. 161, pp. 157-161.
31. Semenova, I.P., Polyakov, A.V., Polyakova, V.V., Gri-shina, Y.F., Huang, Y., Valiev, R.Z., and Langdon, T.G., Mechanical Behavior and Impact Toughness of the Ultra-fine-Grained Grade 5 Ti Alloy Processed by ECAP, Mater. Sci. Eng. A, 2017, vol. 696, pp. 166-173.
32. Mukhametrakhimov, M.Kh. and Lutfullin, R.Ya., Effect of Vacuum Annealing on the Structure and Mechanical Properties of the NC Alloy VT6, Deform. Fract. Mater., 2008, vol. 10, p. 38.
33. Латыш, В.В., Кандаров, И.В., Измайлова, Н.Ф., Половников, В.М., Салищев, Г.А., Жеребцов, С.В., Эффективность применения интенсивной пластической деформации в технологическом процессе изготовления поковок лопаток, Кузнечно-штамповочное производство. Обработка материалов давлением, 2012, № 8, c. 18-25.
34. Кайбышев, О.А., Утяшев, Ф.З., Сверхпластичность, измельчение структуры и обработка труднодефор-мируемых сплавов, Москва: Наука, 2002.
Поступила в редакцию 01.02.2024 г., после доработки 07.05.2024 г., принята к публикации 08.05.2024 г.
Сведения об авторах
Валиев Роман Русланович, к.т.н., снс НИИ ФПМ УУНиТ, rova1iev@gmai1.com
Олейник Алексей Валерьевич, лаборант УУНиТ, 1iptonsoupmaster@gmai1.com
Асфандияров Рашид Наилевич, к.т.н., доц. УУНиТ, нс ИФМК УФИЦ РАН, a.r.n@1ist.ru
Рамазанов Камиль Нуруллаевич, д.т.н., зав. каф. УУНиТ, ramazanovkn@gmai1.com
Назаров Алмаз Юнирович, к.т.н., инж. СКБ «Силовые машины» УУНиТ, nazarov_a1maz15@mai1.ru
Савина Яна Николаевна, асп., инж.-иссл. НИИ ФПМ УУНиТ, savina.yana18@yandex.ru
Кильмаметов Аскар Раитович, д.ф.-м.н., нс Университета Сорбонна Париж-Норд, Франция, askar.ki1mametov@univ-paris13.fr
