CC BY
19УДК 620.18
ПОВЕРХНОСТНОЕ ЛЕГИРОВАНИЕ ТИТАНА АЛЮМИНИЕМ С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ МЕТОДА ВНЕВАКУУМНОЙ ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВОЙ НАПЛАВКИ ПОРОШКОВЫХ СМЕСЕЙ*
И.А. БАТАЕВ1, канд. техн. наук, доцент Д.В. ЛАЗУРЕНКО1, канд. техн. наук, доцент М.Г. ГОЛКОВСКИИ, канд. физ.-мат. наук, с.н.с.
И. С. ЛАПТЕВ1, аспирант
2
И.К. ЧАКИН,
инженер-исследовател ь И. С. ИВАНЧИК3 заведующий лабораторией Снгту, г. Новосибирск, 2ИЯФ СО РАН, г. Новосибирск ЪСГУВТ, г. Новосибирск)
Поступила 16 декабря 2016 Рецензирование 17 января 2017 Принята к печати 15 февраля 2017
Батаев И. А. - 630092, г. Новосибирск, пр. К. Маркса, 20, Новосибирский государственный технический университет, e-mail: [email protected]
Методом вневакуумной электронно-лучевой наплавки порошковых смесей, содержащих алюминий, на плоских заготовках из технически чистого титана сформированы поверхностные слои, упрочненные интер-металлидами. Исследованы структура, микротвердость и триботехнические свойства поверхностно легированных материалов. Максимальный уровень микротвердости наплавленных покрытий составляет ~600 HV. Причины повышения твердости материалов обусловлены формированием алюминидов титана и проявлением механизма твердорастворного упрочнения титана. По сравнению с титаном ВТ 1-0 полученные материалы характеризуются более низкими значениями коэффициента трения и меньшей склонностью к схватыванию при взаимодействии со стальным индентором. При испытаниях на трение о закрепленные частицы абразива значения относительной износостойкости тесно коррелируют с микротвердостью наплавленных материалов.
Ключевые слова: алюминид титана, электронно-лучевая наплавка, структура, свойства.
DOI: 10.17212/1994-6309-2017-1-51-60
Введение алюминия в сплавах на основе титана связаны с
увеличением растворимости водорода в а-фазе,
Алюминий является одним го наиболее важ- снижением склонности к образованию гидрида
ных легирующих элемент°в в тиганотых отта- титана TiH2 и уменьшением опасности водо-
вах. По характеру влияния на титан этот элемент родного охрупчивания. Присутствие алюминия
относится к а-стабилизаторам, т. е. к элементам, в большинстве титановых сплавов в количестве
повышающим температуру полиморфного пре- от ~ 1,5 % до ~ 6,5 % (мас.) оказывает заметное
вращения. факторы положительного влияния упрочняющее влияние на материалы. Изменение
* Исследование выполнено при финансовой поддержке РФФИ в рамках научного проекта № 15-38-20776 мол а вед.
механических свойств в этих сплавах обусловлено твердорастворным механизмом упрочнения.
Если же содержание алюминия превышает 6,5 % (мас.), тогда наряду с фазой а-Т1 в материалах формируется промежуточная фаза а2 [1, 2]. В отличие от а-фазы соединение Т13Л1 характеризуется упорядоченным расположением атомов титана и алюминия. В соответствии с диаграммой состояния «Т1-Л1» [1], представленной на рис. 1, при дальнейшем увеличении кон -центрации алюминия в анализируемых материалах формируется соединение Т1Л1, именуемое у-фазой. Для обоих типов алюминидов характерны достаточно широкие области гомогенности.
Рис. 1. Диаграмма состояния «Т1-А1» [1]
Алюминид титана Т13Л1 (а2-фаза), как и а-Т1, имеет гексагональную решетку, однако в отличие от альфа-титана характеризуется упорядоченным расположением атомов титана и алюминия. Это соединение относится к пространственной группе симметрии Р63/шше, структурному типу Б019 [3, 4]. Интерметаллид Т1Л1 (у-фаза) обладает упорядоченной тетрагонально искаженной гранецентрированной структурой, относится к пространственной группе Р4/шшш и структурному типу Ь10 [4-6]. Расположение атомов в у-фазе аналогично сверхструктуре СиЛи. Кроме этих двух типов алюминидов в литературе отмечаются соединения, особенностью которых служат узкие области гомогенности - Т1Л12, Т1Л13. Зафиксированные экспериментально интерме-таллиды типа ТцЛЦ, Т15Л111, Т19Л123 являются метастабильными [4]. Возможности образования множества фаз, в том числе неустойчивых,
существенно осложняют анализ системы Т1-Л1. Имеющиеся в современной литературе данные не позволяют делать однозначных выводов о структурных преобразованиях, происходящих при реализации различных технологических процессов обработки титан-алюминиевых сплавов.
Вопрос о возможности использования алю-минидов титана в качестве конструкционных материалов обсуждается уже более полувека. Наиболее активно исследования этих материалов проводятся в последние 20-25 лет. Большой интерес к соединениям типа Т13Л1 и Т1Л1 обусловлен комплексом характерных для них свойств. Наиболее важными свойствами являются малая плотность и достаточно высокий уровень прочности, что особенно важно для авиастроения. По данным специалистов алюминиды титана могут быть конкурентоспособными по сравнению с жаропрочными сплавами, предназначенными для эксплуатации при температурах 600.. .800 °С [7]. Интерметаллические соединения на основе сплавов Т1-Л1 относят к материалам нового поколения - суперсплавам [4, 8].
Кроме комплекса достоинств, определяющих широкие перспективы промышленного применения алюминидов титана, эти материалы имеют ряд характерных недостатков. Один из наиболее значительных - это низкие показатели пластичности и трещиностойкости при температурах, близких к комнатной. Для решения этой проблемы предложены различные решения, большинство из которых основаны на введении в титано-алюминиевые сплавы дополнительных элементов, например хрома, марганца и ванадия [9, 10]. В то же время легирование позволяет улучшить высокотемпературные свойства алю-минидов титана. Так, добавление ниобия, молибдена и тантала в интерметаллидные сплавы приводит к росту их жаростойкости и сопротивления ползучести [9, 10]. Предполагается, что комплекс свойств анализируемых сплавов, в том числе и показателей пластичности, может быть улучшен путем формирования структуры слоистого типа [11]. Дополнительные возможности обеспечивает технология искрового плазменного спекания [12].
Одним из технических решений, позволяющих рационально использовать возможности интерметаллидов, является формирование моди-
фицированных алюминием поверхностных слоев на заготовках из титановых сплавов. Разработанные к настоящему времени технологические процессы позволяют получать интерметаллид-ные слои различной толщины [13-17]. В тех случаях, когда речь идет о необходимости формирования с высокой производительностью слоев повышенной толщины на титановых заготовках, наиболее отчетливо проявляются преимущества технологии вневакуумной электронно-лучевой наплавки порошковых смесей [18]. Отличительная особенность этой технологии - возможность вывода концентрированного пучка электронов на воздух и обработка заготовок вне вакуумной камеры, что резко сокращает время, необходимое на установку и смену изделий.
Цель настоящей работы заключается в изучении структуры, микротвердости и триботех-нических свойств поверхностных слоев, полученных путем наплавки алюминия на титановые заготовки с использованием электронного пучка, выведенного в воздушную атмосферу.
Материалы и методы исследования
Заготовками, на которых формировались поверхностно легированные слои, были пластины размерами 100*50x12 мм из технически чистого титана ВТ1-0 (0,16 % вес. А1; 0,009 вес. % С; 0,12 % вес. Бе; 0,007 % вес. Сг; 0,014 % вес. N1; остальное - Т1). Функцию наплавляемых материалов выполняли порошковые смеси, в состав которых входили металлические компоненты и флюс (табл. 1). Присутствие флюса обеспечивало защиту нагретого до высоких температур материала, особенности расплава, от воздействия газов, находящихся в воздушной атмосфере. При выполнении всех технологических экспери-
ментов флюсом служило соединение ЫБ. Экспериментально установлено, что защита расплава является эффективной в тех случаях, если флюс составляет примерно половину от объема наплавляемой порошковой смеси.
Металлическими компонентами, которые вводились в порошковые смеси, служили алюминий и титан. С целью варьирования структурой и свойствами наплавляемых материалов было приготовлено пять типов порошковых смесей с различным соотношением титана и алюминия. Максимальное содержание титана в одной насыпке составляло 51 г, минимальное содержание алюминия - 5 г. Сплав, полученный при наплавке этой смеси, обозначен символами Т1-А1(51/5). Наибольшую весовую долю алюминия имел сплав Т1-А1 (10/35) (см. табл. 1). Задача, связанная с расчетом содержания легирующих компонентов в поверхностно легированных слоях, не имеет однозначного решения. На конечный результат влияют такие факторы, как содержание алюминия и титана в исходной смеси, потеря исходных компонентов в процессе ускоренного нагрева порошков концентрированным электронным лучом, диффузионное взаимодействие компонентов, входящих в наплавочную смесь и основной металл, неоднородность перемешивания материала.
Наплавку порошковых материалов на титановые пластины осуществляли в Институте ядерной физики им. Г.И. Будкера СО РАН на ускорителе электронов ЭЛВ-6. Схематически процесс представлен на рис. 2. В процессе обработки электронный луч, выведенный из ускорителя в воздушную атмосферу, воздействовал на порошковую смесь, которая была нанесена на титановую заготовку в количестве 0,45 г/см . Расстояние от выпускного отверстия до заготов-
Таблица 1
Состав порошковых смесей и содержание алюминия в наплавленном слое
Образец Содержание элемента в исходной насыпке, г Содержание алюминия в наплавленном слое, % (мас.)
Номер образца Обозначение Т1 А1 Ш
1 Т1-А1(10/35) 10 35 55 59,3
2 Т1-А1(25/25) 25 25 50 40,0
3 Т1-А1(32/20) 32 20 48 29,4
4 Т1-А1(38/15) 38 15 47 23,7
5 Т1-А1(51/5) 51 5 44 6,7
Рис. 2. Схема электронно-лучевой наплавки алюминиево-титановой смеси на заготовки
из сплава ВТ 1-0: 1 - выпускное отверстие; 2 - пучок электронов; 3 - полюсы электромагнитной развертки; 4 - титановая заготовка; 5 - наплавляемый порошок; 6 - наплавленный слой
ки с распределенной по ней порошковой смесью составляло 90 мм. В этих условиях диаметр пучка электронов на обрабатываемой поверхности равен 12 мм. С целью обработки заготовки по всей ее ширине осуществлялось сканирование луча с частотой 50 Гц. При наплавке всех порошковых материалов технологические режимы были одинаковы. Ток пучка составлял 18 мА, скорость перемещения заготовок относительно выпускного отверстия - 10 мм/с.
Основные задачи, поставленные при выполнении работы, предполагали проведение структурных исследований, определение микротвердости и оценку триботехнических свойств наплавленных материалов.
Строение наплавленных слоев в поперечных сечениях изучали с использованием растрового двухлучевого электронно-ионного микроскопа Cross Beam 1540 EsB (Carl Zeiss). Шлифы для исследований были подготовлены по стандартной технологии, включающей операции механического шлифования и полирования заготовок, предварительно запрессованных на установке Simplimet 1000 (Buehler) в полимерную матрицу. Для выявления структуры использовали химический травитель, состав которого состоял из 25 мл H2O, 50 мл глицерина, 25 мл HNO3, 2 мл HF.
Тонкую структуру полученных материалов изучали с использованием просвечивающего электронного микроскопа Tecnai 20 G2 TWIN (FEI). Объектами исследования были фольги, полученные с применением установок Dimple Grinder (Gatan) и Precision ion polishing system (Gatan). Для проведения рентгеноструктурного анализа поверхностно легированных слоев использовали дифрактометр ARL X'TRA. Съемку рентгенограмм выполняли при использовании Cu Ka1 2-излучения. Шаг сканирования составлял 0,05°, время накопления импульсов было равном 2 с на одну точку.
Для оценки твердости материалов использовали прибор 402MVD (Wolpert Group), оснащенный алмазной четырехгранной пирамидой. В качестве объектов исследования использовали поперечные шлифы. Нагрузка на индентор составляла 0,98 Н. Отпечатки наносили перпендикулярно поверхности покрытия в направлении от поверхности к основному металлу.
Триботехнические свойства наплавленных материалов оценивали по величине коэффициента трения скольжения при реализации схемы «диск - плоскость», а также по уровню износостойкости в условиях воздействия закрепленных частиц абразива. В процессе первого из отмеченных видов испытаний диск диаметром 50 мм и толщиной 5 мм, изготовленный из стали твердостью 62 HRC, вращался со скоростью 200 об/мин и прижимался с усилием 850 Н к исследуемому образцу. Испытания были проведены в условиях сухого трения скольжения, а также при подаче в зону взаимодействия трущихся тел минерального моторного масла Лукойл Стандарт 10W-40 (SF/CC).
Исследования на износостойкость при воздействии закрепленных частиц абразива были проведены с учетом требований ГОСТ 17367-71. В соответствии со схемой испытаний, представленной на рис. 3, цилиндрический образец диаметром 2,5 мм с силой 8 Н прижимался к вращающемуся со скоростью 100 об/мин кругу с закрепленной на нем электрокорундовой шлифовальной шкуркой. Размер абразивных зерен, закрепленных на шкурке, находился в диапазоне от 63 до 80 мкм. Функцию эталонного материала выполняли образцы из технически чистого титана.
Рис. 4. Рентгенограммы, соответствующие образцам Т1-Л1(51/5) и Т1-Л1(32/20)
и просвечивающего электронных микроскопов, отражены на рис. 5. Характерной особенностью снимков, соответствующих наплавленным слоям с интерметаллидной структурой, является их пластинчатое строение (рис. 5, а, б).
Рис. 3. Схема испытания материалов на изнашивание в условиях воздействия закрепленных частиц абразива:
1 - образец с покрытием; 2 - держатель образца; 3 - абразивная шкурка; 4 - стальной диск
Результаты исследований и их обсуждение
Экспериментальные данные, полученные методом рентгеноструктурного анализа, свидетельствуют о том, что за исключением сплава, обозначенного символом Т1-Л1(51/5), основной структурной составляющей в остальных четырех сплавах, представленных в табл. 1, является алюминид титана типа ТцЛ1 (рис. 4). В сплаве Т1-Л1(51/5), соответствующем минимальному содержанию алюминия в исходном порошке, зафиксирована лишь а-фаза, представляющая собой твердый раствор алюминия в ГПУ решетке титана. Анализ дифрактограммы, полученной при исследовании сплава с максимальным содержанием алюминия (Т1-Л1(10/35)), свидетельствует о присутствии в наплавленном слое алю-минида титана Т1Л1.
Металлографический анализ показал, что при уменьшении содержания алюминия размер зёрен, выделившихся в процессе первичной кристаллизации, становится мельче. Примеры тонкого строения наплавленных слоев, зафиксированных с использованием растрового
<Я*
Рис. 5. Тонкое строение поверхностных слоев на образцах Т1-Л1(10/35) (а, б); Т1-Л1(25/25) (в);
Т1-Л1(51/5) (г)
Результаты металлографических исследований, а также данные, полученные при оценке микротвердости поверхностно легированных материалов, позволяют надежно зафиксировать глубину наплавленных слоев. Скачки твердости, наблюдаемые на рис. 6, соответствуют переходу от покрытий к основному металлу. Анализ экс-
Рис. 6. Характер изменения микротвердости материалов после вневакуумной электронно-лучевой наплавки порошков
б
в
г
периментальных данных свидетельствует о том, что толщина зон, подвергнутых переплаву электронным лучом, составляет примерно 2 мм.
Свойства поверхностных слоев зависят от содержания алюминия и титана в порошковой смеси, которые, в свою очередь, определяют фазовый состав наплавленных материалов. В исходном состоянии микротвердость титана ВТ 1-0 составила ~ 200 НУ. Легирование алюминием позволило резко повысить уровень его прочностных свойств. Максимальный уровень микротвердости (~ 540...610 НУ) зафиксирован при изучении образцов ТьА1 (25/25) и Т1-А1 (32/20). Данные рентгенофазового анализа свидетельствуют о том, что такой уровень свойств обеспечивается присутствием в сплавах алюминида титана ТцА1. Микротвердость сплава ТьА1 (51/5), структуру которого представляет твердый раствор алюминия в решетке а-титана, по сравнению с другими полученными в работе материалами минимальна (350-400 НУ). Образцы типа ТьА1(32/20) и ТьА1(38/15) характеризуются как промежуточные между указанными значениями микротвердости.
На рис. 7 показаны результаты испытаний наплавленных материалов на износостойкость в условиях воздействия закрепленных абразивных частиц. Анализ экспериментальных данных позволяет сделать вывод о наличии тесной корреляции между показателями относительной износостойкости и уровнем микротвердости
анализируемых материалов. Наиболее твердые материалы ТьА1(25/25) и ТьА1(32/20) характеризуются максимальной износостойкостью. Относительная износостойкость этих сплавов примерно в 2,5 раза выше по сравнению с технически чистым титаном ВТ 1-0. Минимальный уровень износостойкости зафиксирован при испытаниях образца ТьА1(51/5), характеризующегося структурой а-Т и наиболее низкими значениями твердости.
Одним из качеств, характерных для титана и ограничивающих его применение как материала конструкционного назначения, является высокий уровень коэффициента трения в условиях трения скольжения. В соответствии с экспериментальными данными даже в присутствии смазки коэффициент трения образцов из сплава ВТ1-0 составляет 0,32.0,36. Проведенные три-ботехнические испытания свидетельствуют о существенном улучшении свойств сплавов, легированных алюминием. В табл. 2 приведены значения коэффициентов трения для четырех материалов при их испытаниях в присутствии смазки. Анализ представленных данных позволяет сделать вывод о том, что лучшими свойствами обладают образцы из сплава ТьА1(10/35). По сравнению с технически чистым титаном коэффициент трения этого материала в 34 раза ниже.
Представленные в таблице количественные показатели антифрикционных свойств хорошо согласуются с данными, полученными при исследовании топографии изношенных в процессе трения образцов (рис. 8). Для поверхностей трения на образцах из титана ВТ1-0 характерны такие особенности, как присутствие глубоких бороздок, задиров, наплывов металла, каверн (рис. 8, а). Возникновение дефектов этого типа обусловлено малой толщиной окислов на титановых заготовках, проявлением эффекта микросварки в холодном состоянии, схватыванием взаимодействующих в процессе трения тел. Поверхности изнашивания образцов, легирован-
Таблица 2
Коэффициент трения материалов при испытаниях в присутствии смазки
Рис. 7. Относительная износостойкость материалов в условиях трения о закрепленные частицы абразива
Материал
ВТ 1-0 ТьА1 (10/35) ТьА1 (25/25) Т1-А1 (32/20)
0,32.0,36 0,08.0,13 0,20.0,25 0,28.0,29
30 мкм.
Рис. 8. Морфология поверхностей трения образцов:
а - титан ВТ1-0 без смазки; б - Т1-Л1(32/20) со смазкой; в - Т1-Л1(10/35) без смазки; г - Т1-Л1(10/35) со смазкой
ных алюминием, менее дефектны. Основным структурным фактором, определяющим улучшение триботехнических свойств титана в результате легирования его алюминием, считается присутствие в поверхностных слоях образцов алюминидов титана. Соединения Т13Л1 и Т1Л1, обладающие набором физических, химических и механических свойств, обеспечивают более высокий комплекс триботехнических характеристик, что делает эти материалы намного более предпочтительными по сравнению с титаном для изготовления конструктивных элементов, эксплуатация которых связана с процессами трения и изнашивания.
Заключение
Методом вневакуумной электронно-лучевой наплавки порошковых смесей, содержащих алюминий, на плоских заготовках из технически чистого титана сформированы поверхностно упрочненные слои толщиной ~ 2 мм. Максимальный уровень микротвердости поверхностно легированных материалов достигает ~ 600 НУ. Основным структурным фактором, обеспечивающим рост прочностных свойств материалов
наплавленных слоев, является формирование алюминида титана Ti3Al. В зависимости от содержания алюминия в исходной порошковой смеси и в поверхностных слоях фазами, образующимися в наплавленных материалах, являются твердый раствор алюминия в а-титане, а2-фаза (Ti3Al) и у-фаза (TiAl). Триботехнические свойства разработанных материалов существенно превышают аналогичные показатели сплава ВТ1-0. В условиях трения о закрепленные частицы абразива уровень относительной износостойкости наплавленных материалов коррелирует с их твердостью. При испытаниях по схеме трения скольжения лучшими свойствами обладают образцы из сплава Ti-Al(10/35). По сравнению с технически чистым титаном коэффициент трения этого материала в 3-4 раза ниже.
Список литературы
1. Murray J.L. The Al-Ti (aluminum-titanium) system // Phase Diagrams of Binary Titanium Alloy. - Materials Park, Ohio: ASM International, 1987. - P. 12-24. -ISBN 0871702487. - elSBN 9780871702487.
2. Schuster J.C., PalmM. Reassessment of the binary aluminum-titanium phase diagram // Journal of Phase Equilibria and Diffusion. - 2006. - Vol. 27, iss. 3. -P. 255-277. - doi: 10.1361/154770306X109809.
3. Mishin Y., Herzig Chr. Diffusion in the Ti-Al system // Acta Materialia. - 2000. - Vol. 48, iss. 3. - P. 589623. - doi: 10.1016/S1359-6454(99)00400-0.
4. Кристаллогеометрические и кристаллохими-ческие закономерности образования бинарных и тройных соединений на основе титана и никеля: монография / А.А. Клопотов, А.И. Потекаев, Э.В. Козлов, Ю.И. Тюрин, К.П. Арефьев, Н.О. Солоницина, В.Д. Клопотов; под общ. ред. А.И. Потекаева. - 2-е изд., стер. - М.: Флинта, 2011. - 312 с. - ISBN 978-59765-1214-6.
5. Sahu P. Lattice imperfections in intermetallic Ti-Al alloys: an X-Ray diffractions study of the microstructure by the Rietveld method // Intermetallics. -2006. - Vol. 14. - P. 180-188. - doi: 10.1016/j.inter-met.2005.05.004.
6. Frobel U., Appel F. Strain ageing in y(TiAl)-based titanium aluminides due to antisite atoms // Acta Materialia. - 2002. - Vol. 50. - P. 3693-3707. - doi: 10.1016/ S1359-6454(02)00182-9.
7. Иванов В.И., Ясинский К.К. Эффективность применения жаропрочных сплавов на основе интер-металлидов Ti3Al и TiAl для работы при температурах 600-800 °С в авиакосмической технике // Технология легких сплавов. - 1996. - № 3. - С. 63-68.
в
г
8. Суперсплавы II: жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок. В 2 кн.: пер. с англ. / под ред. Ч.Т. Симса, Н.С. Сто-лоффа, У.К. Хагеля. - М.: Металлургия, 1995.
9. Huang S.C. Alloying considerations in gamma-based alloys // The 1s International Symposium on Structural Intermetallics, Champion, PA, 26-30 September 1993: proceedings. - Champion, PA: TMS, 1993. -P. 299-308. - ISBN 0-87339-253-1.
10. AppelF., PaulJ.D.H., OehringM. Gammatitanium aluminide alloys: science and technology. - Weinheim: Wiley-VCH, 2011. - 745 p. - ISBN 9783527315253. -eISBN 9783527636204. - doi: 10.1002/9783527636204.
11. Explosively welded multilayer Ti-Al composites: structure and transformation during heat treatment / D.V. Lazurenko, I.A. Bataev, V.I. Mali, A.A. Bataev, Iu.N. Maliutina, V.S. Lozhkin, M.A. Esikov, A.M.J. Jorge // Materials & Design. - 2016. - Vol. 102. -P. 122-130. - doi: 10.1016/j.matdes.2016.04.037.
12. Metal-intermetallic laminate Ti-Al3Ti composites produced by spark plasma sintering of titanium and aluminum foils enclosed in titanium shells / D. Lazurenko, V. Mali, I. Bataev, A. Thoemmes, A. Bataev, A. Popelukh, A. Anisimov, N. Belousova // Metallurgical and Materials Transactions A. - 2015. -Vol. 46, iss. 9. - P. 4326-4334. - doi: 10.1007/s11661-015-3002-5.
13. Miyake M., Tajikara S., Hirato T. Fabrication of TiAl3 coating on TiAl-based alloy by Al electrodeposition from dimethylsulfone bath and subsequent annealing //
Surface and Coatings Technology. - 2011. - Vol. 205, iss. 21-25. - P. 5141-5146. - doi: 10.1016/j. surfcoat.2011.05.019.
14. Parlikar C., AlamM.Z., Das D.K. Effect of Al3Ti diffusion aluminide coating on tensile properties of a near a-Ti alloy // Materials Science and Engineering: A. -2011. - Vol. 530. - P. 565-573. - doi: 10.1016/j. msea.2011.10.021.
15. Leyens C., Peters M., Kaysser W.A. Intermetallic Ti-Al coatings for protection oftitanium alloys: oxidation and mechanical behavior // Surface and Coatings Technology. - 1997. - Vol. 94-95. - P. 34-40. - doi: 10.1016/ S0257-8972(97)00472-6.
16. In situ synthesis oftitanium-aluminides in coating with supersonic free-jet pvd using ti and al nanoparticles / A. Yumoto, F. Hiroki, I. Shiota, N. Niwa // Surface and Coatings Technology. - 2003. - Vol. 169-170. - P. 499503. - doi: 10.1016/S0257-8972(03)00152-X.
17. Laser cladding of y-TiAl intermetallic alloy on titanium alloy substrates / Iu.N. Maliutina, H. Si-Mohand, R. Piolet, F. Missemer, A.I. Popelyukh, N.S. Belousova, Ph. Bertrand // Metallurgical and Materials Transactions A. - 2014. - Vol. 47, iss. 1. -P. 378-387. - doi: 10.1007/s11661-015-3205-9.
18. Atmospheric electron-beam surface alloying of titanium with tantalum / M.G. Golkovski, I.A. Bataev, A.A. Bataev, A.A. Ruktuev, TV. Zhuravina, N.K. Kuk-sanov, R.A. Salimov, V.A. Bataev // Materials science and Engineering: A. - 2013. - Vol. 578. - P. 310-317. -doi: 10.1016/j.msea.2013.04.103.
OBRABOTKA METALLOV
(METAL WORKING AND MATERIAL SCIENCE) N 1 (74), January - March 2017, Pages 51-60
Surface alloying of titanium with aluminium by non-vacuum electron beam cladding
of powder mixtures
Bataev I.A. 1, Ph.D. (Engineering), Associate Professor, e-mail: [email protected]
Lazurenko D.V. 1, Ph.D. (Engineering), Associate Professor, e-mail: [email protected]
Golkovski M.G. , Ph.D. (Physics and Mathematics), Senior Researcher,
e-mail: [email protected]
Laptev I.S. 1, Ph.D. student, e-mail: [email protected]
Chakin I.K. , Research Engineer, e-mail: [email protected]
Ivanchik I.S. , Head of Laboratory, e-mail: [email protected]
Novosibirsk State Technical University, 20 Prospect K. Marksa, Novosibirsk, 630073, Russian Federation Budker Institute of Nuclear Physics, 11 akademika Lavrentieva prospect, Novosibirsk, 630090, Russian Federation
3
Siberian State University of Water Transport, 33 Schetinkina st., Novosibirsk, 630099, Russian Federation
Abstract
Titanium aluminides are promising materials for structural and high temperature applications. They possess low density and a high strength level which are very important properties for the aircraft. However, they have a range of disadvantages. Among them, there are low plasticity and crack growth resistance. One of the solutions which allow making use of beneficial properties of intermetallics consists in the formation of intermetallic layers on the surface of metallic samples. In this study the method of non-vacuum electron beam cladding of powder mixtures consisted of aluminium and titanium was used to obtain the surface layers reinforced with intermetallics on cp-titanium work-pieces. Microstructure, microhardness and tribological properties of surface alloyed materials were investigated. An average thickness of coatings was about 2 mm. The microstructure of coatings was characterized mainly by formation of lamellar crystals. The maximum microhardness level of the coatings was about 600 HV. The reasons of microhardness increase consisted in the formation of titanium aluminides and action of the solid solution hardening mechanism. Phase composition of different clads varied from y-TiAl to a-Ti according to Al percentage in the powder mixture. In comparison with cp-titanium the obtained materials possessed a lower level of a friction coefficient and a lower tendency to adhesion at a contact with a steel indenter. The best results obtained in the process of a sliding friction test were obtained for the Ti-Al(10/35) sample. It possessed 3-4-fold decrease of a friction coefficient compared to pure titanium. Relative wear resistance values obtained during interaction of samples with fixed abrasive particles correlated with their microhardness.
Keywords
titanium aluminides; electron beam cladding; structure; properties.
DOI: 10.17212/1994-6309-2017-1-51-60
References
1. Murray J.L. The Al-Ti (aluminum-titanium) system. Phase Diagrams of Binary Titanium Alloy. Materials Park, Ohio, ASM International, 1987, pp. 12-24. ISBN 0871702487. elSBN 9780871702487.
2. Schuster J.C., Palm M. Reassessment of the binary aluminum-titanium phase diagram. Journal of Phase Equilibria and Diffusion, 2006, vol. 27, iss. 3, pp. 255-277. doi: 10.1361/154770306X109809
3. Mishin Y., Herzig Chr. Diffusion in the Ti-Al system. Acta Materialia, 2000, vol. 48, iss. 3, pp. 589-623. doi: 10.1016/S1359-6454(99)00400-0
4. Klopotov A.A., Potekaev A.I., Kozlov E.V., Tyurin Yu.I., Aref'ev K.P., Solonitsina N.O., Klopotov V.D. Kristallogeometricheskie i kristallokhimicheskie zakonomernosti obrazovaniya binarnykh i troinykh soedinenii na osnove titana i nikelya [Crystal geometry and crystal pattern formation of binary and ternary titanium and nickel based compounds]. 2nd ed. Moscow, Flinta Publ., 2011. 312 p. ISBN 978-5-9765-1214-6.
5. Sahu P. Lattice imperfections in intermetallic Ti-Al alloys: an X-Ray dif-fractions study of the microstructure by the Rietveld method. Intermetallics, 2006, vol. 14, pp. 180-188. doi: 10.1016/j.intermet.2005.05.004
6. Frobel U., Appel F. Strain ageing in y(TiAl)-based titanium aluminides due to antisite atoms. Acta Materialia, 2002, vol. 50, pp. 3693-3707. doi: 10.1016/S1359-6454(02)00182-9
7. Ivanov V.I., Yasinskii K.K. Effektivnost' primeneniya zharoprochnykh splavov na osnove intermetallidov Ti3Al i TiAl dlya raboty pri temperaturakh 600-800 °C v aviakosmicheskoi tekhnike [The effectiveness of heat-resistance alloys based on Ti3Al and TiAl intermetallics for operation at 600-800 °C in aerospace engineering]. Tekhnologiya legkikh splavov - Technology of light alloys, 1996, no. 3, pp. 63-68.
8. Sims Ch.T., Stoloff N.S., Hagel W.C., eds. Superalloys II: heat-resistant materials for the aerospace and industrial power plants. New York, Wiley, 1987 (Russ. ed.: Supersplavy II: zharoprochnye materialy dlya aerokos-micheskikh i promyshlennykh energoustanovok. V 2 kn. Ed. by Ch.T. Sims, N.S. Stoloff, U.K. Khagel'. Moscow, Metallurgiya Publ., 1995).
9. Huang S.C. Alloying considerations in gamma-based alloys. The 1st International Symposium on Structural Intermetallics: proceedings, Champion, PA, 26-30 September 1993, pp. 299-308. ISBN 0-87339-253-1.
10. Appel F., Paul J.D.H., Oehring M. Gamma titanium aluminide alloys: science and technology. Weinheim, Wiley-VCH, 2011. 745 p. ISBN 9783527315253. eISBN 9783527636204. doi: 10.1002/9783527636204
11. Lazurenko D.V., Bataev I.A., Mali V.I., Bataev A.A., Maliutina Iu.N., Lozhkin V.S., Esikov M.A., Jorge A.M.J. Explosively welded multilayer Ti-Al composites: structure and transformation during heat treatment. Materials & Design, 2016, vol. 102, pp. 122-130. doi: 10.1016/j.matdes.2016.04.037
12. Lazurenko D., Mali V., Bataev I., Thoemmes A., Bataev A., Popelukh A., Anisimov A., Belousova N. Metal-intermetallic laminate Ti-Al3Ti composites produced by spark plasma sintering of titanium and aluminum
обработка металлов материаловедение
foils enclosed in titanium shells. Metallurgical and Materials Transactions A, 2015, vol. 46, iss. 9, pp. 4326-4334. doi: 10.1007/s11661-015-3002-5
13. Miyake M., Tajikara S., Hirato T. Fabrication of TiAl3 coating on TiAl-based alloy by Al electrodeposition from dimethylsulfone bath and subsequent annealing. Surface and Coatings Technology, 2011, vol. 205, iss. 21-25, pp. 5141-5146. doi: 10.1016/j.surfcoat.2011.05.019
14. Parlikar C., Alam M.Z., Das D.K. Effect of Al3Ti diffusion aluminide coating on tensile properties of a near a-Ti alloy. Materials Science and Engineering: A, 2011, vol. 530, pp. 565-573. doi: 10.1016/j.msea.2011.10.021
15. Leyens C., Peters M., Kaysser W.A. Intermetallic Ti-Al coatings for protection of titanium alloys: oxidation and mechanical behavior. Surface and Coatings Technology, 1997. vol. 94-95, pp. 34-40. doi: 10.1016/S0257-8972(97)00472-6
16. Yumoto A., Hiroki F., Shiota I., Niwa N. In situ synthesis of titanium-aluminides in coating with supersonic free-jet pvd using ti and al nanoparticles. Surface and Coatings Technology, 2003, vol. 169-170, pp. 499-503. doi: 10.1016/S0257-8972(03)00152-X
17. Maliutina Iu.N., Si-Mohand H., Piolet R., Missemer F., Popelyukh A.I., Belousova N.S., Bertrand Ph. Laser cladding of y-TiAl intermetallic alloy on titanium alloy substrates. Metallurgical and Materials Transactions A, 2014, vol. 47, iss. 1, pp. 378-387. doi: 10.1007/s11661-015-3205-9
18. Golkovski M.G., Bataev I.A., Bataev A.A., Ruktuev A.A., Zhuravina T.V., Kuksanov N.K., Salimov R.A., Bataev V.A. Atmospheric electron-beam surface alloying of titanium with tantalum. Materials science and Engineering: A, 2013, vol. 578, pp. 310-317. doi: 10.1016/j.msea.2013.04.103
Funding
This work was supported by RFBR, research project No. 15-38-20776 mol_a_ved.
Article history
Received 16 December 2016 Revised 17 January 2017 Accepted 15 February 2017
