РЕФЕРАТЫ. СОСТАВИТЕЛЬ И.В. КОРАБЛЕВА Текст научной статьи по специальности «Технологии материалов»

ЗАРУБЕЖНАЯ НАУКА И ТЕХНИКА

Научный редактор раздела докт. техн. наук, профессор В.Ю. Конкевич

РЕФЕРАТЫ

Составитель И.В. Кораблева

Всероссийский институт легких сплавов, Москва, Россия, info@oaovils.ru

Влияние морфологии порошка и параметров распределения на однородность рельефа порошкового слоя при использовании технологии расплавления материала в заранее сформированном слое в аддитивном производстве

Andre Mussatto1,2,3, Robert Groarke1,2,3, Aidan O'Neill4, Muhannad Ahmed Obeidi1,2,3, Yan Delaure1,2,3, Dermot Brabazon1,2,3

1 Школа машиностроения и проектирования производства, Дублинский городской университет,

Гласневин, Ирландия

2 Центр перспективных производственных исследований I-Form, Дублинский городской

университет, Гласневин, Ирландия 3 Исследовательский центр передовых технологий обработки, Дублинский городской университет, Гласневин, Ирландия 4 Castolin Eutectic, Бизнес-парк Magna, Дублин, Ирландия

Распределение порошка является важным элементом технологии его оплавления в заранее сформированном слое (PBF), при котором контролируется качество порошкового слоя и, соответственно,

качество деталей, отпечатанных с применением аддитивных технологий (АТ). Однако до настоящего времени распределению порошка уделялось очень мало внимания, поэтому в настоящем исследовании было тщательно изучено влияние морфологии по-

25

20

g О

М

г

D £ о

■ Порошок А

■ Порошок В

■ Порошок С

Размер порошка, мкм

Рис. 1. Распределение частиц порошков по размерам, измеренное с помощью метода лазерной дифракции

Сравнение характеристик порошков, влияющих на их распределяемость

Свойства Порошок A Порошок В Порошок С Измерительное средство

Размер Dv90, мкм 55,5 61,6 42,4 Гранулометр Ма^егп

Размер Dv50, мкм 31,8 36,7 28,0

Размер Dv10, мкм 15,6 25,7 18,3

Округлость Т 0,37 0,76 0,87 СЭМ

Удлинение 1 0,40 0,22 0,09

Плотность по гелию, г/см3 7,77 7,81 7,83 Пикнометрия

Объемная плотность, г/см3 2,85 4,36 4,56 РТ4

Удельная энергия мДж/г 3,10 1,86 2,51 Порошок

Индекс расхода 1 1,09 1,05 1,18 Реометр

Угол осыпания 1 54,6° 36,1° 38,5° Вращающийся барабан

Угол откоса 1 48,2° 30,3° 28,2° Прибор Холла

для определения текучести

t - к максимуму, 1 - к минимуму.

5Е-07 | 4.5Е-07 4Е-07

U

È? 3.5Е-07 f-ё

S ЗЕ-07 Ь

2.5Е-07 -,

^ Толщина слоя | Скорость распределителя

5Е-07

fn

| 4,5Е-07 4Е-07

U

È? 3,5Е-07 -

I "

>Б ЗЕ-07 -

- а Толщина слоя

■ Скорость распределителя

_1_

_1_

_1_

_1_

2,5Е-07 -,

5Е-07

m

| 4,5Е-07 4Е-07

U

È? 3,5Е-07

I

>Б ЗЕ-07

- а Толщина слоя

■ Скорость распределителя

_1_

_1_

_1_

_1_

2,5Е-07

_1_

_1_

_1_

-1 -0,5 0 0,5 1 Отклонение от реперной точки

(индексированные величины) а

-1 -0,5 0 0,5 1 Отклонение от реперной точки

-1 -0,5 0 0,5 1 Отклонение от реперной точки

(индексированные величины) в

(индексированные величины) б

Рис. 2. Результаты дисперсионного анализа, показывающие влияние каждого фактора на профиль пустот в топографии порошкового слоя для порошков: А (а), В (б) и О(в)

рошка, скорости распределения и толщины слоя на однородность топографии порошкового слоя. Эксперименты проводились с использованием лазерного принтера для расплавления порошка в заранее сформированном слое Aconity Mini (Aconity3D, Германия), а слои порошка из нержавеющей стали AISI 316 L, полученного от трех изготовителей Alfa Aesar (порошок A), Castolin Eutectic (порошок B) и Carpenter Additive (порошок C), систематически и всесторонне оценивались. Порошок А не предназначался для АТ, а порошки В и С были специально изготовлены для АТ (рис. 1, таблица).

Установлено, что на профиль объема пустот порошкового слоя влияют морфология порошка, условия распределения и взаимодействие частиц. Порошок B показал более высокие реологические характеристики, а порошок C позволил получать слои с более низким профилем объема пустот благодаря более широкому гранулометрическому составу и более высокому содержанию мелких частиц. Однако по мере увеличения количества мелких частиц влияние толщины слоя на распределяемость порошка уменьшается. Кроме того, результаты показывают, что скорость распределения оказывает существенное влияние на профиль объема пустот, а именно наилучшая однородность топографии слоя порошка была достигнута с порошком C при его распределении со скоростью 80 мм/с и толщине слоя 50 мкм (рис. 2). На основе этого можно также сделать вывод, что самые большие частицы (D90 и выше) определяют минимальную толщину слоя.

Порошки с широким диапазоном распределения частиц и большим количеством мелких частиц (<25 мкм) позволяли формировать однородные и плотные слои, однако было обнаружено, что такие порошки больше подвержены сегрегации.

В этом исследовании также впервые рассматриваются основные технологические проблемы, связанные с распределяемостью порошка и качеством порошкового слоя.

Additive Manufacturing. 2021. 38. 101807.

Вызванное дефектами усталостное сопротивление сплава Al-Mg4,5Mn, изготовленного методами аддитивного производства с микропрокаткой на месте (in-situ)

Cheng Xie1, Shengchuan Wu1, Yukuang Yu1, Haiou Zhang2, Yanan Hu1, Mingbo Zhang3, Guilan Wang3

1 Государственная ключевая лаборатория тягового усилия, Юго-западный университет Цзяотун, Чэнду, Китай

2 Государственная ключевая лаборатория цифрового производственного оборудования и технологий, Центрально-китайский научно-технический университет, Ухань, Китай 3 Государственная ключевая лаборатория обработки материалов и прессовых технологий, Центрально-китайский научно-технический университет, Ухань, Китай

Гибридный процесс HRAM (рис. 1), подразумевающий микропрокатку проволоки на месте (in-situ), совмещенную с традиционным методом аддитивного производства с использованием дуговой сварки для сплавления металлической проволоки (WAAM), рассматривается как потенциальный метод 3D-печати.

В работе были исследованы производственные дефекты, а также механическая и усталостная

Рис. 1. Схема гибридного процесса HRAM

прочность сплава Al-Mg4,5Mn, изготовленного по технологиям HRAM и WAAM. Результаты показали, что перспективный процесс HRAM может обеспечить значительное измельчение зерна и повышение устойчивости материала к разрушению по сравнению со стандартным процессом WAAM. Для определения плотности, морфологии, распределения и размера дефектов была использована рентгеновская томография высокого разрешения, которая показала, что совокупность и размер де-

Рис. 2. Объемы дефектов, реконструированные на основе рентгеновской компьютерной микротомографии высокого разрешения с синхротронным излучением (High-resolution synchrotron radiation X-ray micro-computed tomography): а - HRAM; б - WAAM

фектов, полученные с помощью ИКАМ, были значительно ниже, чем при WAAM (рис. 2).

По результатам испытаний на МЦУ было выявлено, что усталостное разрушение вызывается только металлургическими дефектами. Моделирование методом конечных элементов изображений дефектов, основанное на сканировании компьютерной томографии, показало, что с точки зрения увеличения локального напряжения непровары более опасны, чем газовая пористость. Зависящий от присутствия дефектов срок службы при усталостной нагрузке был предсказан путем комбинирования метода превышения максимального порога (высшей надпороговой точки) и модифицированной модели NASGRO. По результатам исследования были сделаны выводы:

1. Газовая пористость и непровары являются типичными производственными дефектами в сплавах А1-Мд4,5Мп, полученных ИКАМ и WAAM. После горячей прокатки на месте сварки примерно 2/3 дефектов были закрыты, и средний размер дефектов уменьшился. Морфология дефекта, однако, мало изменялась. Прогнозируемые максимальные площади дефектов составляли 225 и 250 мкм для материалов, обработанных HRAM и WAAM соответственно.

2. Для деталей, обработанных HRAM, средние значения предела текучести, прочности и относительного удлинения при растяжении составили 141 и 293 МПа и 22 % соответственно. При использовании HRAM не наблюдалось значительного улучшения механической прочности, в то время как относительное удлинение было примерно на 30 % выше по сравнению с WAAM (рис. 3).

3. По сравнению с WAAM средний и максимальный размер зерна сплава Al-Mg4,5Mn, полученного HRAM, снизился с 59 до 23 мкм и с 172 до 98 мкм соответственно. Эти результаты показывают, что прокатка на месте между проходами приводит к значительному измельчению зерна.

5 10 15 20 25

Продольная деформация, %

Рис. 3. Кривые напряжение - деформация исследуемых сплавов, полученных НОДМ и WAAM

280 240 200

160 120

М 80

in

in

о Разрушения о Износ

-Усталость S-N: Р = 50 %

---Усталость S-N: Р = 5 % ~ 95 Í

S OD OÖV, \ 131

108 84

100000 1000000 1Е7

Число циклов до разрушения Nf

1Е8

Рис. 4. Вероятностные усталостные S-N-кривые сплава Al-Mg4,5Mn, обработанного HRAM

1Е-10

Скорость роста усталостной трещины при HRAM Кривая по модели NASGRO

10

ДАТ, МПа» м1/2

Рис. 5. Кривая скорости роста усталостной трещины по модели МАБСВД

4. Предел выносливости сплава А1-Мд4,5Мп, обработанного ИКАМ, составлял приблизительно 86 МПа при вероятности безотказной работы Р = 95 %. Максимальное напряжение предела выносливости колебалось на уровне примерно 20 %, причем разброс был вызван в основном металлургическими дефектами (рис. 4). Цифровое моделирование на основе реальных дефектов показало, что, с точки зрения усталости, непроплавы более опасны, чем газовые поры, из-за их более высокой концентрации напряжений.

5. Усталостная долговечность, предсказанная модифицированной моделью NASGRO на основе критических дефектов, сравнивалась с результатами экспериментов, которые показали, что морфология дефекта играет значительную роль в период зарождения трещины. Период распространения трещины является основным фактором, когда трещины возникают из-за нерегулярных непроваров, в то время как период зарождения трещины практически ничтожно малый. С другой стороны, когда источником трещины является обычная пора, зарождение трещины по-прежнему является доминирующим фактором усталостной долговечности.

6. Усталостная долговечность может быть определена с использованием как метода статистики по экстремумам, так и модифицированной модели NASGRO (рис. 5). Прогнозируемые значения усталостной долговечности находятся в диапазоне экспериментальных усталостных кривых P-S-N (рис. 6). Максимальный предел усталостного напряжения, полученный по прогнозируемым данным, составил 78 МПа, что немного ниже, чем экспериментальное значение при вероятности безотказной работы 95 %.

280

cd

I 240

J 200

I 160 i

120

I 80

•и- Предсказанные данные

-Кривая усталости на основе предсказанных данных

-Усталость Р = 50 %

---Усталость 5-ЛГ: Р = 5 % ~ 95 %

ччч V \

N чч 131

108 84 78

100000 1000000 1Е7 1Е8

Число циклов до разрушения Nf

Рис. 6. Усталостные S-N-кривые сплава Al-Mg4,5Mn, полученного HRAM, на основе оценок экстремальных значений и модифицированной модели NASGRO

Journal of Materials Processing Tech. 2021. 291. 117039.

Пористость алюминиевых сплавов при их изготовлении с помощью WAAM*

Tobias Hauser1'4, Raven T. Reisch2,4, Philipp P. Breese3'4, Benjamin S. Lutz1, Matteo Pantano4, Yogesh Nalam4, Katharina Bela4, Tobias Kamps4, Joerg Volpp1, Alexander F.H. Kaplan1

1 Факультет инженерных наук и математики Технологического университета Лулео, Лулео, Швеция 2 Кафедра робототехники, искусственного интеллекта и систем реального времени, Технический университет Мюнхена, Мюнхен, Гзрмания 3 Технология нанесения покрытий, Технический университет Берлина, Берлин, Гзрмания 4 Технологический отдел, Siemens AG, Мюнхен, Германия

*Метод аддитивного производства, использующий дуговую сварку для сплавления металлической проволоки.

Производство с использованием технологии WAAM подразумевает получение изделия с формой, близкой к конечной, что позволяет рентабельно изготавливать крупногабаритные и малосерийные металлические детали. Изготовление алюминиевых деталей по технологии WAAM является довольно сложной задачей, особенно с точки зрения пористости. В настоящей работе было исследовано поведение пор при аддитивном производстве сплава AW4043/AISÍ5 (% вес.) и разработан подход к мониторингу после окончания процесса.

Для исследования влияния расхода газа при WAAM были изготовлены оплавленные образцы с разным расходом газа от 6 до 10 л/мин. Эксперименты проводили с использованием проволоки из сплава AISÍ5 (% вес.) диаметром 1,2 мм и пластин-подложек из сплава AIMgISiCu (% вес.) размером 120 мм х 100 мм х 5 мм. Химический состав обоих сплавов приведен в таблице.

Все эксперименты проводились при вертикальной ориентации горелки, через которую проволока подается перпендикулярно подложке. Образцы были наплавлены путем нанесения десяти слоев друг на друга с высотой слоя 1,5-2,0 мм. Первые два слоя были созданы в режиме CMT + P (импульсный перенос «холодного» металла по технологии Cold Metal Transfer), потому что затраты энергии в этом режиме выше, чем в обычном режиме CMT (перенос холодного металла), и, следовательно, создается лучшее соединение наплавленной стенки с подложкой. После первых двух слоев процесс был переведен в режим CMT. Для создания гладкой стенки температуру между проходами поддерживали в определенном диапазоне путем изменения скорости подачи проволоки, которая была снижена с 5 м/мин в первом слое до 4 м/мин во втором слое и до постоянной 3 м/мин, начиная с третьего слоя.

Отмечено, что по мере слишком большого увеличения расхода защитного газа, пористость в алюминиевых деталях также увеличивается из-за быстрого затвердевания ванны расплава за счет принудительной конвекции. По-видимому, более высокая скорость конвекции ограничивает эвакуацию газовых пузырьков. Кроме того, газовые пузырьки, выходящие из ванны расплава, оставляют полости на поверхности каждого наращенного слоя. Для мониторинга этих полостей и с целью получения информации о пористости детали осу-

ществляли визуальный контроль с помощью фоторепродукционной камеры. Наблюдения были подтверждены гидродинамическим моделированием, которое показало, что скорость потока газа корре-лируется с пористостью в алюминиевых деталях, изготовленных по технологии WAAM. Поскольку более низкий расход газа приводит к уменьшению конвективного охлаждения, то ванна расплава остается жидкой в течение более длительного периода времени, позволяя порам выходить за более длительный период, и таким образом уменьшается пористость. На основе этих исследований представлен подход к мониторингу и сделаны следующие выводы.

- В деталях, изготовленных WAAM, были обнаружены поры, связанные с технологическим процессом. Скорее всего, они были вызваны смешиванием защитного газа (аргона) с окружающим воздухом, поскольку поры показали значительно более высокое содержание оксида алюминия.

- Более высокий расход защитного газа при более высоких скоростях и более высоком динамическом давлении газа приводит к увеличению количества пор, связанных с технологическим процессом, вероятно, из-за повышенного турбулентного перемешивания (рис. 1, 2).

- Другими источниками кислорода может быть оксид алюминия на поверхности проволоки и подложке, который диссоциирует в процессе дугового разряда и может попасть в ванну расплава.

- Большее количество пор в алюминиевых деталях связано с расходом защитного газа, поскольку при более высоком расходе газа ванна расплава затвердевает быстрее в результате усиленного конвективного охлаждения, что предотвращает выход газовых включений, связанных с технологическим процессом.

- Количество полостей на поверхности каждого осажденного слоя обратно пропорционально относительному количеству пор в алюминиевой детали, изготовленной WAAM. Большее количество полостей на поверхности коррелируется с меньшим количеством пор в детали, поскольку полости представляют собой газовые включения, вышедшие из ванны расплава. Относительное количество пор уменьшается линейно в режиме СМТ и нелинейно в режиме СМТ + Р по мере увеличения относительной площади, покрытой полостями (рис. 3).

Химический состав исследуемых сплавов, % вес.

Сплав Al Si Fe Cu Mn Mg Zn Cr Ti

AISÍ5 AIMg1SiCu Осн. 4,5-6 0,4-0,8 0,8 0,7 0,3 0,15-0,4 0,05 0,15 0,05 0,8-1,2 0,1 0,25 0,04-0,35 0,2 0,15

20

Рис. 1. Продольные сечения стенок, изготовленных при расходах газа:

а - 10 л/мин; б - 8 л/мин; в - 6 л/мин с первыми двумя слоями, изготовленными по схеме СМТ + Р (отмечены желтым), и последующими восемью слоями, изготовленными по СМТ (отмечены серым); г - поперечное сечение стенки, полностью изготовленной по схеме СМТ + Р при расходе газа 10 л/мин

СМТ

&

в о

щ

30 -1

25 -

20 -

15 -

10 -

5 -

10 6 Расход аргона, л/мин

Поры 0,5—1 мм | Поры 1—2 мм | Поры > 2 мм

Рис. 2. Относительное количество пор на слой при режимах CMT + P и CMT для стенок, изготовленных при различных расходах газа

15

10

! О О

Е о

СМТ — поры 0,5—1 ММ

СМТ — поры 1—2 мм

СМТ + Р — поры 0,5—1 мм

СМТ + Р — поры 1—2 мм

СМТ + Р — поры > 2 мм

•..........'.'.'::.:::::;...

▲..... 3 * ...............♦

•.............. ♦

0 6 2 3 4 Площадь, покрытая полостями, %

Рис. 3. Корреляция относительного количества пор, подсчитываемого вручную в поперечном сечении, с относительной площадью, покрытой полостями в одном слое

- Некоторые алюминиевые сплавы, такие как AlSi5, могут иметь поры, связанные с технологическим процессом. В этом случае процент площади, покрытой полостями, является подходящим методом для мониторинга образования пор в детали. На этой основе может быть осуществлен мониторинг на месте с замкнутой системой управления.

Additive Manufacturing. 2021. 41. 101993.

Контроль остаточного кислорода в технологической атмосфере при изготовлении сплава Ti-6Al-4V методом лазерного расплавления заранее сформированного порошкового слоя

C. Pauzon1, K. Dietrich2, P. Foret3, S. Dubiez-Le Goff3, E. Hryha1, G. Witt2

1 Кафедра промышленности и материаловедения,

Технологический университет Чалмерса, Гетеборг, Швеция 2 Университет Дуйсбург-Эссен, Дуйсбург, Гзрмания 3 Linde AG, Унтершляйсхайм, Гзрмания

Влияние остаточной концентрации кислорода в технологической атмосфере при лазерном плавлении заранее сформированного порошкового слоя (процесс L-PBF) из сплава Ti-6Al-4V было исследовано с использованием внешней системы контроля кислорода, оснащенной двумя типами кислородных датчиков, обычно используемых при процессе L-PBF: лямбда-зонд (кислородный датчик) и электрохимический датчик кислорода.

В настоящей работе порошок сплава Ti-6Al-4V Grade 23 (Al - 6,21 % вес., V - 3,97 % вес., O -1051 ppm, N - 150 ppm), полученный распылением газом на фирме Heraeus, использовали для производства деталей методом L-PBF на лабораторном

900

00:00 00:41 01:22 02:04 02:45 03:27 04:08 04:49 05:31 06:12 06:54 Время, ч:мин

Рис. 1. Изменение уровня кислорода во время изготовления цилиндров в ходе процесса L-PBF при машинном регистрировании уровня кислорода

принтере TruPrintl000 фирмы Trumpf GmbH. Гранулометрический состав порошка измеряли с использованием прибора CAMSIZER X2, и размеры D10, D50 и D90 составили 16, 25 и 44 мкм соответственно при толщине слоя порошка 20 мкм. Процесс осуществляли без предварительного подогрева плиты-основания. Для контроля концентрации кислорода в технологической атмосфере в принтере TruPrint1000 использовали лямбда-зонд. В качестве защитной атмосферы вдували высококачественный технический аргон, содержащий менее 10 ppm загрязняющих веществ.

Внешняя система контроля кислорода позволяет эксплуатировать устройство при очень стабильной концентрации кислорода (100 ppm), измеряемой и контролируемой с помощью электрохимического датчика. На рис. 1 показано изменение остаточного кислорода в технологической атмосфере, регистрируемое лямбда-зондом и электрохимическим зондом.

600

430

420

2 410

о.

п

о

в

400

390

380

370

360

Дно

Середина Высота цилиндра

Верх

1000

500

400

300

Дно Середина Верх

Высота цилиндра а

Рис. 2. Содержание кислорода (а) и азота (б) по высоте цилиндров, выращенных при машинном и внешнем контроле кислорода до 100 ррт. Образцы для определения химсостава отбирали из центра цилиндров

Рис. 3. Изменение твердости по Виккерсу ИУ10 по высоте цилиндров в исходном состоянии

Записи изменения содержания кислорода во время процесса L-PBF показали, что электрохимический датчик более надежен, чем лямбда-зонд, сигнал которого имел максимальное отклонение около 700 ррт 02 через 7 ч, что объясняется его высокой чувствительностью к водороду, присутствующему в системе. Измеренные концентрации 02 и N в детали из сплава Т1-6А!-4У, наращенной в стандартных условиях, составили до 2200 и 500 ррт соответственно по сравнению с максимальными уровнями 1800 и 250 ррт 02 и N соответственно при внешнем контроле кислорода. Кроме того, результаты показывают значительное влияние конструкции изготавливаемых деталей, таких как цилиндры с высоким соотношением сторон или решетчатые структуры, на накопление тепла в случае использования сплава Т1-6А!-4У, что приводит к усиленному поглощению кислорода и азота в следствии высокой разницы в содержании кислорода и азота (600 и 150 ррт соответственно) между нижней и верхней частями цилиндрических образцов 0 22 мм х 70 мм, использованных в данном исследовании (рис. 2).

Определение свойств при растяжении, а также твердости на разной высоте показало негативное влияние увеличения содержания кислорода с увеличением высоты сборки на пластичность, которая уменьшилась с 12 до < 6 % при переходе от нижнего к верхнему положению (рис. 3, 4).

Дно Середина Верх

Высота цилиндра б

1190

1160

« 1130

Í 1100

I 1070 я

g. Ю40 1010 980 950

—■— Rm — машинный контроль

Rp0,2 — машинный контроль

—■— Rm — внешний контроль

Rp0,2 — внешний контроль

_____*

Ж"

Дно Середина Верх

Положение цилиндра а

Дно Середина Верх

Положение цилиндра б

Рис. 4. Предел прочности ^ и предел текучести Rp0.2 (а), удлинение А5 (б) образцов при растяжении, расположенных в различных зонах цилиндра

исследуемой машине. Имело место увеличение прочности примерно на 50 МПа и уменьшение удлинения на 4 % после снятия напряжения.

Таким образом, настоящее исследование подтвердило, что в условиях процесса L-PBF необходима надежная система контроля кислорода для создания и поддержания стабильной технологической атмосферы высокой чистоты и дополнительного улавливания примесей особенно при обработке сплавов, чувствительных к окислению, таких как сплав Ti-6Al-4V.

Additive Manufacturing. 2021. 38. 101765.

В ходе исследования было доказано, что повышение уровня кислорода и азота в технологической атмосфере приводит к прямому увеличению содержания кислорода и азота в готовом материале -увеличение содержания кислорода в атмосфере со скоростью около 1,7 ррт/мин привело к росту содержания кислорода и азота до 16 и 7 ррт/мм по высоте цилиндра соответственно. Этот повышенный уровень в стандартных условиях без использования внешней системы контроля способствовал упрочнению примерно до 25 ИУ10 при высоте цилиндра 70 мм. Когда содержание кислорода в атмосфере поддерживается на уровне 100 ррт, газопоглощение снижается почти вдвое до 9 и 2 ррт/мм кислорода и азота соответственно по высоте цилиндра.

Ухудшение качества технологической атмосферы в лабораторной установке L-PBF также привело к обесцвечиванию поверхности цилиндра, что вызвано образованием слоя толщиной в несколько микрометров, обогащенного кислородом и особенно азотом, что было доказано методами рентгеноэлек-тронной спектроскопии и исследованием поперечного сечения образца с помощью СЭМ.

Геометрия цилиндра также способствовала накоплению тепла с увеличением высоты образца, что было подтверждено частичным разложением мартенсита, выявленным при микроструктурных и рентгеноструктурных исследованиях. Это накопление тепла можно считать частично ответственным за усиленное поглощение кислорода и азота, что дает разницу примерно в 600 и 150 ррт кислорода и азота соответственно между нижней и верхней частями образца высотой 70 мм. Как мелкие выделения р-фазы, так и захват промежуточных частиц, привели к увеличению твердости примерно на 20 ИУ10 по всей высоте. Это также послужило причиной значительного охрупчивания, происходящего в случае отсутствия контроля кислорода на

Прочность на границе раздела и механические свойства сплава Inconel 718, обработанного последовательно литьем, фрезерованием и прямым напылением металла

F. Soffel1, D. Eisenbarth1, E. Hosseini2, K. Wegener3

11nspire AG, Цюрих, Швейцария 2 Швейцарская Федеральная лаборатория материаловедения и технологий, Дюбендорф, Швейцария 3 Институт станкостроения и производства, Цюрих, Швейцария

Сплав Inconel 718 является наиболее часто используемым жаропрочным никелевым сплавом главным образом потому, что он демонстрирует хорошую свариваемость и может обрабатываться с помощью различных производственных технологий. Комбинация этих процессов с AT*, обычно называемая гибридным производством, позволяет преодолеть ограничения, существующие в традиционных технологических цепочках. Однако разные скорости охлаждения материала во время гибридного производства вызывают локальные изменения микроструктуры и механических свойств внутри компонентов. Таким образом, количественная оценка влияния отдельных этапов процесса на конечные свойства поможет выявить наиболее подходящие комбинации процессов. Настоящее исследование посвящено изготовлению и ремонту деталей путем литья, фрезерования поверхности раздела и прямого напыления металла (DMD - direct metal deposition). Исследованы четыре техно-

*АТ - аддитивные технологии.

Последовательность процессов изготовления комбинированных литых/напыленных

РМР-образцов (1-4) и контрольных образцов (5-8)

Последова- Первичный процесс ТО Обработка поверх- АТ Обозначение

тельность ности раздела

1 Литье по выплавляемым Нет Пескоструйная DMD Литье + DMD

моделям

2 Литье по выплавляемым Отжиг Пескоструйная DMD Литье + ТО + DMD

моделям

3 Литье по выплавляемым Нет Фрезерование DMD Литье +

моделям фрезерование + DMD

4 Литье по выплавляемым Отжиг Фрезерование DMD Литье + ТО +

моделям фрезерование + DMD

5 Литье по выплавляемым Нет - - Литье (эталонный)

моделям

6 Литье по выплавляемым Отжиг - - Литье + ТО (эталонный)

моделям

7 - - - DMD DMD вертикальный

(эталонный)

8 - - - DMD

логические цепочки, в которых термообработка и условия обработки поверхности раздела меняются перед проведением процесса DMD. Литые компоненты подвергаются отжигу на твердый раствор или остаются без термообработки, а поверхность раздела с DMD-компонентом остается либо литой, либо фрезеруется (см. таблицу).

Результаты исследования показали, что все условия обеспечивают плотное соединение между литым профилем и компонентом, изготовленным

по АТ. Прочность на растяжение образцов для испытаний превышает уровень обычных литых деталей и может быть предсказана с помощью числового моделирования (рис. 1). Поэтому предлагаемая комбинация литья, фрезерования и DMD может использоваться в гибридных производственных цепочках для повышения уровня эффективности использования материалов и гибкости конструкции.

Возможные области применения могут включать добавление сложных элементов к литым деталям и

Твердость НУЗ

г

Рис. 1. Образец для ремонта канавок после механической обработки (а), микроструктура зоны йМй (б), область границы раздела (в), профиль твердости (г) и вид поперечного сечения с расположением отпечатков измерения твердости (д)

Продольная деформация, %

Рис. 2. Кривые условное напряжение -продольная деформация для эталонных

и комбинированных образцов сплава IN718

ремонт дорогостоящих компонентов. По результатам работы были сделаны следующие выводы.

- Последовательно обработанные образцы Inconel 718 демонстрируют плавный переход от литого участка к материалу DMD без присутствия непроплавов. Прочность на растяжение образцов, вырезанных из переходной зоны (ст02тах и стВтах составили 409 и 782 МПа соответственно), превышает уровень литого материала (ст02тах и стВтах составили 354 и 750 МПа соответственно). Относительное удлинение при разрыве снижается с 32 % в литом состоянии до 24 % на поверхности раздела, поскольку пластическая деформация происходит в основном в литом участке. Местоположение излома в 11 из 12 образцов, отобранных с поверхности раздела, находится в пределах литого участка. Следовательно, состояние поверхности раздела литого или обработанного на твердый раствор сплава Inconel 718 после фрезерования или пескоструйной обработки с материалом DMD не является критическим фактором при повреждении детали в условиях статической растягивающей нагрузкой (рис. 2).

- Моделирование механического поведения, выполненное в ANSYS (универсальная программная система анализа методом конечных элементов), может хорошо предсказать растягивающее напряжение в переходной зоне как литых, так и отожженных на твердый раствор участков с материалом DMD (рис. 3).

- Свойства материала DMD на растяжение умеренно анизотропны: горизонтальные образцы (ст02 = = 561 МПа, стВ = 909 МПа, A* = 31 %) показывают изменение предела текучести + 7,9 %, предела прочности - 2,5 % и удлинения при разрушении + 10,7 % по сравнению с вертикальными образцам (ст02 =

*Удлинение при разрушении.

1000

F

к 200 100

0

Рис. 3. Кривые напряжение - деформация, предсказанные путем механического

моделирования в сравнении с экспериментальными результатами

= 520 МПа, стВ = 932 МПа, A = 28 %), которые были вырезаны параллельно направлению наращивания. С этими результатами материал DMD значительно превосходит характеристики прочности на разрыв литого материала при сопоставимой пластичности (ст02 = 354 МПа, ств = 750 МПа, A = 32 %).

- Дальнейшая работа будет сосредоточена на оптимизации последовательности термообработки сплава Inconel 718, которая включает дисперсионное упрочнение для получения окончательных механических свойств гибридных деталей, а также будут проведены механические испытания при высоких температурах в статических и динамических условиях.

Journal of Materials Processing Tech. 2021. 291. 117021.

Влияние горячей деформации на дисперсионное упрочнение при термомеханической обработке высокопрочного алюминиевого сплава AA7075

Emad Scharifi, Daria Shoshmina, Stefan Biegler, Ursula Weidig, Kurt Steinhoff

Технология обработки металлов давлением, Кассельский университет, Кассель, Гзрмания

Широко используемые в авиастроении сплавы системы Al-Zn-Mg-Cu имеют существенный недостаток - ограниченную формуемость в холодном состоянии. Для решения этой проблемы был предложен ряд методов, позволяющих осуществлять холодную деформацию деталей сложных форм. В частности, интерес представляет процесс, объединяющий горячее формование и закалку нагретого листового материала после термообработки на твердый раствор

- Литье + фрезерование +

- Литье + ТО + фрезерование + БМГ)

---Результаты эксперимента

5 10 15 20

Истинная деформация, %

Химический состав сплава ДД7075 в состоянии поставки* Таблица 1

Б1 Ре Си Мп Мд Сг Zn Т1 Прочие

0,08 0,12 1,6 0,04 2,7 0,19 5,9 0,05 0,03

*Твердость по Виккерсу 189, прочность при КТ 577 МПа.

Таблица 2

Параметры процесса, использованные в исследовании

Материал Температура обработки на твердый раствор, °С Длительная обработка на твердый раствор, с Температура формования, °С Охлаждение Старение

AA7075 (ТМ*) 480 300 -420 Формообразующая оснастка -

AA7075 (ЕТМ**) 480 300 420 Охлаждающее устройство -

AA7075 (ТМ) 480 300 -420 Формообразующая оснастка 120 °С - 2, 20, 24, ч

AA7075 (ЕТМ) 480 300 420 Охлаждающее устройство 120 °С - 2, 6, 12, 16, 20, 24 ч

*ТМО. **Моделирование ТМО.

с использованием охлаждаемой формообразующей оснастки. Благодаря формованию при высоких температурах, были обеспечены улучшенная формуемость и чрезвычайно низкий упругий возврат по сравнению с формованием при комнатной температуре. Кроме того, охлаждение во время операции формовки обеспечивает высокие скорости охлаждения и создание пересыщенного твердого раствора после «солюдосо-нирования» (вид термообработки, проводимой чуть ниже ликвидуса с целью гомогенизации материала и придания ему пластичности). Это необходимо для зарождения выделений вторичных фаз во время старения дисперсионно-твердеющих алюминиевых спла-

вов. Для того, чтобы получить представление о кинетике выделения в сплаве, в настоящей работе было исследовано влияние горячей деформации на поведение дисперсионно-твердеющего алюминиевого сплава AA7075 (табл. 1) при старении в рамках нового процесса термомеханической обработки.

Сплав подвергали обработке на твердый раствор, деформировали при 420 °С, а затем осуществляли деформацию в диапазоне от 2 до 10 % для получения различных плотностей дислокаций. После горячей деформации для повышения твердости материала было проведено старение при 120 °С с различными параметрами (табл. 2).

10 15 20 Положение, мм а

4 6 Деформация, % б

Рис. 1. Распределение твердости в шляпообразном профиле после закалки после горячей формовки

и охлаждения в ходе нового процесса формования (а) и твердость материала, полученная при различных степенях деформации в рамках модельного процесса термомеханической обработки (б)

200

АА: 120 "С/24 ч ■ АА: 120 "С/20 ч АА: 120 "С/2 ч

Сплав АА7075 Обработка на твердый раствор 480 °С, 5 мин Т-ра инструмента 24 °С

Положение, мм а

200

й S Р0 о в

I?

180

160

140

120 0

Сплав АА7075 Обработка на твердый раствор 480 °С, 5 мин Старение 120 °С, 2—24 ч

Зона измерения

■ 2,0 % ■ 8,0 % 10,0 %

2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 22 24 26 28 Длительность старения, ч б

Рис. 2. Твердость горячедеформированного материала после искусственного старения (АА) различной длительности. Листовые материалы сначала подвергали обработке на твердый раствор, а затем закаливали в формообразующей оснастке (а). Изменение твердости образцов после различных степеней деформации и времени старения модельного технологического процесса (б). Рабочая зона 15 х 7,5 мм, используемая для измерения твердости при всех условиях деформации,

также показана на (б)

Свойства материала и эволюция микроструктуры были определены в ходе изучения распределения твердости (рис. 1, 2) и с помощью просвечивающего электронного микроскопа (ПЭМ, рис. 3).

Материал, подвергнутый горячей деформации со степенью деформации 2 % после старения при 120 °С в течение 20 ч показал однородное распределение в структуре зерна очень мелких частиц (рис. 3, а, б), определенных как п'-фаза. Кроме того, в центре зерен наблюдались и крупные выделения (рис. 3, а), а на рис. 3, б можно заметить несколько дислокаций. Интересно, что рядом с дислокациями имеются зоны с высокой плотностью крупных частиц и зоны с меньшим количеством выделений. Однако непосредственного взаимодействия дислокаций с выделениями не наблюдалось. Эти очень мелкие частицы и при 2, и 10 % деформации действуют как эффективные барьеры движения дислокаций (см. рис. 3).

Было обнаружено, что влияние искусственного старения на степень деформации при горячей деформации меньше ожидаемого из-за термически активируемых процессов, приводящих к снижению плотности дислокаций. Поэтому резкого увеличения твердо-

Рис. 3. ПЭМ изображения материалов, полученных при 420 °C, при 2 (а, б) и 10 %-ной (в, г) деформации. Все образцы были подвергнуты термообработке на твердый раствор при 480 °C в течение 5 мин и искусственно состарены при 120 °C в течение 20 ч

сти материала с ростом степени горячей деформации не наблюдалось.

Metals. 2021. 11. 681.

Эволюция микроструктуры, механических свойств и поведения при разрушении с увеличением содержания лантана в магниевом сплаве AZ91

Di Tie1, Yi Jiang1, Renguo Guan1, Minfang Chen2, Jufu Jiang3, Fei Gao1, Xiaopeng Lu1, Zhanyong Zhao4

1 Ключевая лаборатория легких конструкционных материалов, провинция Ляонин, Школа материаловедения и технологии материалов, Северо-Восточный университет, Шэньян, Китай

2 Школа материаловедения и технологии материалов,

Тяньцзиньский технологический университет,

Тяньцзинь, Китай

3 Школа материаловедения и технологии материалов, Харбинский технологический институт, Харбин, Китай

4 Школа материаловедения и технологии материалов,

Северный университет Китая, Тайюань, Китай

Сплав AZ91 является широко применяемым промышленным магниевым сплавом благодаря его хорошей жидкотекучести, сбалансированным механическим свойствам и приемлемой цене, а легирование лантаном оказалось одним из наиболее эффективных методов дальнейшего улучшения его механических свойств.

Рис.1. Микроструктура сплавов AZ91 (a), AZ91-0,5 La (б), AZ91-1,0 La (в) и AZ91-1,5 La (г)

В качестве экспериментальных материалов были исследованы сплавы AZ91 с добавлением 0,5, 1,0 и 1,5 % мас. лантана, которые получили обозначение AZ91-0,5 La, AZ91-1,0 La и AZ91-1,5 La соответственно (рис. 1).

Данное исследование описывает эволюцию микроструктуры, механических свойств и поведение при разрушении с увеличением содержания лантана в сплаве AZ91. Матрица магния была значительно улучшена за счет введения лантана, и этот эффект становился более заметным с увеличением количества добавляемого лантана. При добавлении 0,5 % мас. La средний размер зерна уменьшился от 160,2 ± 15,1 до 87,0±7,5 мкм, а при добавлении 1,0 и 1,5 % мас. La средний размер зерна уменьшился до 65,0 ± 4,5 и 60,3 ± 6,2 мкм соответственно. Присутствие выделений Al3La значительно снижает подвижность зерен и подавляет образование прерывистых выделений Mg17Al12 по границам зерен.

На фотографиях микроструктуры сплавов AZ91 и AZ91-La, сделанных методом СЭМ после старения, выделения имели две различные морфологии (рис. 2). Помимо крупных, полностью разделенных выделений, непрерывных выделений (CPs) с пластинчатой (plate-shaped morphology) морфологией и прерывистых выделений (DPs) с чешуйчатой морфологией (lamellar morphology) наблюдались также частично разделенные выделения.

Сплавы, полученные реоли-тьем, показали улучшенный баланс предела текучести при растяжении и пластичности после обработки старением (рис. 3).

Тип разрушения сплавов AZ91-La можно классифицировать как вязкий из-за наличия только незначительного количества квазихрупкого излома по кристаллографическим плоскостям скольжения и большего количества ямок со смесью надрывов (tear ridges) и микро-пор (рис. 4).

Анализ поведения при разрушении показал, что границы раздела между крупными прерывистыми выделениями Mg17Al12 и Mg-матрицей были местами зарождения разрушения сплава AZ91. Благодаря полностью измельченной микроструктуре и сбалансированным механическим свойствам сплав AZ91-1,0 La (% мас.) представляет наибольший

Рис. 2. Микроструктура (СЭМ) сплавов А791 (а), А791-0,5 Ьа (б), А791-1,0 Ьа (в) и А791-1,5 Ьа (г)

180 160 | 140

I120

& юо

I

(2 80 60 40

360 340 320 300 280 260 240 220

0,5 1

Содержание лантана, % мае.

в

5

200 й" 180

г 10

-9

"8 * О

в

-7 | -6 £ -5 -4

Деформация, % б

Рис. 3. Механические свойства и средний размер зерна сплава А791 различным содержанием лантана (а); б - кривая деформации сплава А791-1,0 Ьа (представлено среднее значение стандартного отклонения)

в г

Рис. 4. СЭМ - изображение морфологии излома сплавов AZ91(a), AZ91-0,5 La (б), AZ91-1,0 La (e) и AZ91-1,5 La (г)

интерес для промышленного применения среди трех изученных сплавов AZ91-La.

Metals. 2020. 10. 1256.

Обеспечение высокой пластичности прессованной трубки из магниевого сплава AZ61 за счет использования электроимпульсной обработки при растяжении

Bo Jiang, Dongdong Zhang, Hong Xu, Yongbing Liu, Zhanyi Cao, Xiaohong Yang

Ключевая лаборатория материалов для автомобилестроения Министерства образования, кафедра материаловедения и технологии материалов, Университет Цзилинь, Чанчунь, Китай

В работе было исследовано явление повышения пластичности прессованной трубки из магниевого

сплава AZ61, достигаемое при электроимпульсной обработке в процессе растяжения. Образцы, использованные в этой работе, были вырезаны из трубки, отпрессованной при следующих условиях: температура прессования 400 °С, температура

Механические свойства сплава после электроимпульсной обработки при различных частотах

Частота, Гц 0в, МПа 00,2, МПа s, % s, %

0 266 i 6,2 180 i 4,2 30,0 i 2,3 20,8

200 230 i 5,3 135 i 3,8 32,5 i 3,5 25,3

300 232 i 5,8 132 i 4,6 36,8 i 2,9 32,8

400 221 i 4,3 130 i 3,4 44,5 i 4,3 35,5

0,00 0,05 0,10 0,15 0,20 0,25 0,30 0,35 0,40 0,00 0,1 0,2 0,3 0,4

Истинная деформация 8 Истинная деформация 8

а б

Рис. 1. Зависимость истинного напряжения (а) и скорости деформационного упрочнения (б) от истинной деформации образцов, подвергнутых электроимпульсной обработке с различными частотами во время деформации растяжением

Рис. 2. Микроструктура после разрушения образцов, подвергнутых электроимпульсной обработке с различной частотой при деформации растяжением: двойникование отмечено красными стрелками

матрицы 220 °С, скорость прессования 10 мм/с, коэффициент вытяжки при прессовании 30. Внешний диаметр трубки составлял 30 мм, внутренний диаметр 25 мм, толщина стенки 2,5 мм. Удлинение сплава AZ61 достигало в этом случае примерно 45 %, что значительно превосходит величину удлинения большинства деформируемых магниевых сплавов. Обнаружено, что эффект повышения пластичности сплава, по-видимому, возрастает при увеличении частоты электроимпульсов (см. таблицу). Кроме того, электроимпульсное воздействие может вызвать течение металла с образованием зубчатости на кривой напряжение - деформация (рис. 1).

Авторы предложили уравнение, описывающее корреляцию между средней амплитудой и частотой: Aa = C - 610-3f, где Aa - средняя амплитуда; f-частота; C - константа. Кроме того, использование электроимпульсного тока заметно уменьшило тенденцию к двойникованию, но, по-видимому, доля двойников зависит от частоты электроимпульсов. Основываясь на анализе микроструктуры, можно сделать вывод, что повышенная пластичность исследуемого сплава обусловлена совместным влиянием тепловых эффектов от нагрева электрическим током, атермиче-ских эффектов электронного ветра и магнитных эффектов электроимпульсного тока (рис. 2).

Metals. 2021. 11. 813.