CC BY
208
УДК 620.18, 621.793, 621.373.826
Создание металлокерамических структур на основе Ti, Ni, WC и B4C с применением технологии лазерной наплавки и холодного газодинамического напыления
В.М. Фомин, А.А. Голышев, В.Ф. Косарев, А.Г. Маликов, A.M. Оришич, А.А. Филиппов
Институт теоретической и прикладной механики им. С.А. Христиановича СО РАН, 630090, Новосибирск, Россия
Исследование посвящено созданию металлокерамических структур на основе комбинированной аддитивной технологии холодного газодинамического напышения с последующим лазерным воздействием. Металлокерамические структуры созданы на основе металлических порошков титана, никеля и керамических частиц карбида вольфрама и карбида бора. Найдены оптимальные энергетические режимы формирования покрытия методом холодного газодинамического напыления и последующего лазерного воздействия для различного состава керамических частиц. Изучена микроструктура полученныж покрытий, измерены механические характеристики. Показана возможность создания комбинированным методом, включающим холодное газодинамическое напышение и лазерное воздействие, однослойного металлокерамического покрытия толщиной до 1 мм путем последовательного нанесения смеси порошков различного состава В4С-№, B4C-Ti, WC-Ti. Предложена методика послойного вымащивания методом холодного газодинамического напыления с последующим лазерным воздействием толстых («4 мм) металлокерамических покрытий на основе 40 % WC + 60 % (0.94Ti + 0.06A1).
Ключевые слова: аддитивные технологии, холодное газодинамическое напышение, лазерное воздействие, покрытие, микроструктура, шероховатость, морфология
DOI 10.24411/1683-805X-2019-14001
Deposition of cermet coatings on the basis of Ti, Ni, WC, and B4C by cold gas dynamic spraying with subsequent laser irradiation
V.M. Fomin, A.A. Golyshev, V.F. Kosarev, A.G. Malikov, A.M. Orishich, and A.A. Filippov
Khristianovich Institute of Theoretical and Applied Mechanics SB RAS, Novosibirsk, 630090, Russia
This paper studies the formation of cermet coatings by a combined additive manufacturing technology on the basis of cold gas dynamic spraying and subsequent laser irradiation. The coatings are made of titanium and nickel metal powders with ceramic particles of tungsten carbide and boron carbide. Optimal energy parameters are determined for coating deposition by cold gas dynamic spraying and subsequent laser irradiation for powder compositions with different ceramic particles. The microstructure of deposited coatings is studied, and their mechanical properties are measured. It is shown that the combined method of cold gas dynamic spraying and laser irradiation can be used to produce a single-layer cermet coating up to 1 mm thick by sequentially depositing a mixture of powders of different composition, such as B4C-Ni, В4С-П, WC-Ti. Based on the obtained experimental data, a technique is proposed for a layer-by-layer deposition of thick («4 mm) cermet coatings of composition 40% WC + 60% (0.94Ti + 0.06Al) by cold gas dynamic spraying and subsequent laser irradiation.
Keywords: additive manufacturing technologies, cold gas dynamic spraying, laser irradiation, coating, microstructure, roughness, morphology
1. Введение
Растущие потребности производства высокофунк- формой привели к быстрому развитию аддитивных циональных легких деталей со сложной геометрической технологий [1, 2 и др.]. Аддитивные технологии позво-
© Фомин В.М., Голышев A.A., Косарев В.Ф., Маликов А.Г., Оришич A.M., Филиппов A.A., 2019
ляют создавать детали из металлов, сплавов, полимеров, керамики. Разработка новых материалов и технологий производства деталей сложной формы, обладающих уникальными эксплуатационными характеристиками и работающих в условиях высоких термических и механических нагрузок, является одной из актуальных проблем развития ракетно-космической техники, машиностроения, металлургии, автомобильной, медицинской, электронной отраслей.
Композитные материалы с градиентным распределением физико-механических свойств многие годы используются в различных областях техники. Развитие и совершенствование технологий создания материалов с заданными свойствами, обеспечивающими их оптимальное использование в различных конструкциях, еще более расширило применение таких материалов. Для улучшения характеристик формируемых изделий используются металломатричные композитные покрытия. В настоящее время разработаны несколько видов метал-ломатричных композитных покрытий, в том числе на основе А1, Т, Fe, Си, Mg и №, армированные волокнами или микрочастицами керамики [3].
Покрытия, формируемые из сплавов на основе №, широко используются для улучшения характеристик таких изделий, как турбины, износостойкие пластины и рулоны для прокатных станов [4-6]. Резервом повышения износостойкости покрытий является создание композиций с карбидным упрочнением, например с карбидом вольфрама WC. Карбид вольфрама характеризуется высокой износостойкостью в сочетании с высокой термостойкостью и хорошей смачиваемостью расплавленным металлом [7, 8].
Создание титановых композитов открывает перспективу улучшения удельной жесткости и высокотемпературной прочности, снижения абразивного износа [9, 10]. ТВ признан одним из самых эффективных армирующих материалов для титана [11, 12]. Металло-керамические композиты на основе соединений керамик В4С, ТЮ, ТВ, ТВ2 и титановой металлической связки обеспечивают высокие эксплуатационные характеристики благодаря их высокой совместимости, повышенной температуре плавления, чрезвычайной твердости, хорошей износостойкости, коррозионной стойкости и вязкости разрушения.
В настоящее время не существуют физические и математические модели и методы, позволяющие определить микроструктурные и механические характеристики изделия исходя из характеристик процесса и свойств наплавляемых материалов. Не установлена корреляция между характеристиками лазерного излучения, фракционным и химическим составом порошков, теп-лофизическими характеристиками. Поэтому поиск и установление физических закономерностей получения монолитной структуры с минимальной пористостью и
шероховатостью поверхности является актуальной задачей.
Одной из широко используемых аддитивных технологий является селективное лазерное плавление (SLM-технология). В процессе лазерного плавления сфокусированный лазерный пучок перемещается по заданной траектории, нагревая частицы наплавляемого порошка. Таким образом, в месте воздействия лазерного луча происходит расплавление материала и образуется небольшая «ванна» расплава, которая при охлаждении затвердевает. Далее наносится новый слой и процесс лазерного сканирования повторяется, пока не сформируется 3D-изделие. Характеристики процесса плавления материала и формирование «ванны» расплава зависят от целого ряда параметров, таких как мощность излучения лазера, скорость сканирования, размер пучка, толщина наносимого слоя и др.
Новые возможности аддитивных технологий открывает применение комбинированной технологии: метода холодного газодинамического напыления (ХГН) [13, 14] и послойного лазерного плавления. Такой подход позволяет создавать слой порошка с минимальной пористостью на поверхности любой кривизны. В работах [15, 16] продемонстрированы результаты по постобработке покрытий холодным газодинамическим напылением из титанового сплава, нержавеющей стали.
В данной работе предложен комплексный подход, включающий использование холодного газодинамического напыления и интенсивного лазерного воздействия и позволяющий создавать слои функционально-градиентного гетерогенного материала различной толщины с включением частиц керамики WC, В4С и металлической связки в виде порошка никеля и титана.
С использованием предложенного подхода было получено металломатричное композиционное покрытие на основе №, Т и керамики В4С, WC. Для металло-керамических покрытий различного состава, полученных ХГН-методом, была проведена оптимизация параметров воздействия лазерного излучения (мощности и скорости перемещения), обеспечивающих формирование наплавочных треков с минимальной шероховатостью поверхности в отсутствие сфероидизации (дробления наплавленного валика на шарики) и пор.
2. Методика эксперимента
Для получения методом холодного газодинамического напыления композиционного покрытия типа «металлическая матрица + керамические включения» использовались абразивные порошки В4С с медианными размерами частиц d50 = 2, 9, 44, 64 и 75 мкм; WC с d50 = 20 мкм. В качестве металлических компонентов использовались порошки № ПНК-УТ-1 и ПТОМ-1. Анализ объемного распределения частиц порошков по
размеру осуществлялся с помощью лазерного дифракционного анализатора частиц LS 13 320 (Beckman Coulter, ^A).
C помощью V-образного смесителя Venus FTLMV-02 были подготовлены смеси порошков с массовой концентрацией керамики 10-90 %. B качестве подложек применялись пластины из сплава титана BT-20 размером 50x50x5 мм3. Покрытия наносились методом Xra с использованием дозатора и осесимметричного керамического соплома Лаваля. Обработка лазерным излучением полученных XГH-пoкpытий осуществлялась с использованием непрерывного CO2-лaзepa мощностью до 5 ^т и длиной волны излучения 10.6 мкм.
Лазерное излучение с помощью линзы из ZnSe с фокусным расстоянием 304 мм направлялось вглубь материала, на поверхность и над материалом. Перетяжка фокуса Af располагалась на расстоянии -20 мм, 0, + 20 мм от верхней поверхности подложки. Шплавка осуществлялась в защитной атмосфере гелия [14].
Исследование микроструктуры осуществлялось методом электронной микроскопии с помощью сканирующего электронного микроскопа Zeiss EVO MA 15. Mm-ротвердость полученных композиционных покрытий измерялась на поперечных шлифах покрытий с помощью автоматического микротвердомера DuraScan 50 (Emco-Test, Aвстpия) и микротвердомера Wilson Hardness Group Tukon 1102 с нагрузкой 100-300, 500 г по методу Bиккepсa. Mикpoтвepдoсть измерялась в 10 эквидистантных точках (через 100 мкм) вдоль прямой параллельно поверхности на середине толщины покрытия. По полученным данным рассчитывались средние значения микротвердости.
3. Экспериментальное исследование металлокерамических треков
3.1. Экспериментальное исследование металлокерамических треков смеси порошков B4C-Ni
Для исследования эффективности получения методом холодного газодинамического напыления композиционного металлокерамического покрытия использованы порошок B4C со средним размером частиц d50 = = 43.9 мкм и порошок Ni ПHК-УT-1, d50 = 12.2 мкм, из которых были подготовлены механические смеси порошков Ni-B4C с массовыми долями карбида бора от 0.1 до 0.9.
Эксперимент показал, что коэффициент напыления падает с ростом концентрации B4C в порошковой смеси от 0.63 для чистого никеля (рис. 1) до 0 при весовой концентрации B4C 0.9.
Ha рис. 2 приведены типичные структуры XГH ме-таллокерамических покрытий, полученные с помощью растрового электронного микроскопа в режиме BSD детектора обратно-рассеянных электронов. Размер час-
DE-
0.6Í
0.1 0.3 0.5 0.7 0.9 Са
Рис. 1. Зависимость коэффициента напыления БЕ порошковых смесей № + В4С от массового содержания в них абразивной компоненты Са. Квадратами обозначены экспериментальные значения, линией — аппроксимация
тиц керамики, ее доля в смеси и толщина слоя были различны, что позволяло исследовать их влияние на характеристики получаемой лазерной наплавки.
Анализ химического состава (ЕЭХ) показал, что эффективность напыления мелких частиц ниже и слабо зависит от начальной концентрации керамики. Изменение начальной весовой доли керамики В4С с 30 до 50 % привело к увеличению реальной концентрации в покрытии с 19.92 до 20.99 %.
Исследование изменения морфологии покрытия в зависимости от положения фокуса лазерного излучения А / при различном массовом содержании и размере керамики в исходной смеси (рис. 3) показало, что содержание В4С сильно влияет на форму дорожки. Наблюдаются режим «наплавления» (высота дорожки выше уровня ХГН-покрытия, формируется выпуклый мениск в центре), режим «плоскости» (высота дорожки равняется высоте трека), режим «проплавления» (высота дорожки ниже уровня ХГН-покрытия, мениск в центре становится вогнутым). Необходимо отметить, что структура трека зависит как от размера используемых частиц В4С, так и от их концентрации.
В формировании формы трека главную роль, по-видимому, играет конвективный массоперенос по сравнению с диффузионным в механизме формирования структуры трека и распределении частиц керамики по объему. Основной причиной и движущей силой конвекции являются градиенты поверхностного натяжения. При лазерном нагреве в центре пучка температура материала максимальна и спадает к краям. Поверхностное натяжение жидкости (расплава) зависит от температуры и обычно уменьшается с ее ростом. Вследствие этого на поверхности возникает сила, направленная от центра светового пятна к его краям, и возникает движение жидкости, приводящее к формированию в конечном итоге цилиндрического вогнутого мениска. Именно эта ситуация наблюдалась при малой концентрации и при использовании мелких частиц керамики. Однако при большой концентрации крупных частиц 30№70В4С (рис. 3) зависимость коэффициента натяжения от тем-
-vi V
50 мкм
50 мкм I-1
ГгЩ- ' , '1
5-4
■ * ' Г5о мкм
Элемент Вес. % Элемент Вес. % Элемент Вес. %
В 19.92 В 20.99 В 37.46
С 28.23 С 25.23 С 25.74
№ 51.65 № 53.46 № 35.85
Другие Fe (0.20) Другие Fe (0.32) Другие Si (0.12), Fe (1.14)
Итого 100 Итого 100 Итого 100
Рис. 2. Микрофотографии поперечных шлифов и химический состав покрытий ХГН №/В4С (а-в) с массовым содержанием В4С = 30 (а), 50 (б), 70 % (в) и размером частиц d50 = 2.9 (а, б), 75 мкм (в)
пературы меняла знак, что обуславливало формирование выпуклого цилиндрического мениска при размере частиц порошка керамики d50 = 64 и 75 мкм. При этом формировалась достаточно гладкая цилиндрическая поверхность с малой шероховатостью на уровне Rа = 3, которая оказывалась существенно (приблизительно в 4 раза) меньше шероховатости трека с малым содержанием керамики. При определенном размере порошка
100 мкм
Рис. 3. EDX изображение поперечных шлифов формируемых лазерных треков при использовании частиц В4С различного размера: 30 % В4С, 70 % №, d50 = 2.9 мкм (а, в), 70 % В4С, 30 % №, ¿50 = 75 мкм (б, г); Д/= -20 мм (а, б), Д/= = +20 мм (в, г)
В4С d50 = 44 мкм (рис. 2) реализовалась практически плоская поверхность расплава, что указывает на слабую зависимость коэффициента поверхностного натяжения в этом случае от температуры. Важным следствием конвективного движения расплава является скопление пор на боковых границах трека (рис. 3).
Таблица 1
Спектральный анализ (согласно рис. 4)
Элементы № спектра
1 2 3 4 5
B 8.83 10.31 17.98 29.75 9.94
C 8.17 10.22 10.65 12.85 9.73
Ni 3.15 25.23 8.11 1.99 41.89
Ti 71.89 48.74 60.95 55.41 33.85
Прочие AI (5.79), V (1.28), N (1.18) AI (3.66), Fe (0.72), N (1.12) AI (1.01), V (1.29) 0 AI (2.47), N (0.79), Fe (1.33)
При исследовании ширины и глубины треков было установлено, что с увеличением содержания керамики в исходной смеси происходит увеличение глубины и ширины проплавления. Сравнение размера частиц в области трека с размером частиц вне трека показывает, что в результате воздействия лазерного излучения на ХГН-покрытие происходит дробление В4С на более мелкие частицы, а также равномерное их перемешивание в треке.
Оптимизация режимов лазерного воздействия показала, что качественные единичные треки с минимальной шероховатостью при максимальном содержании керамики В4С ^50 = 44 мкм) в ХГН-покрытии, образующие единую плоскость с покрытием, получились при мощности лазерного излучения 0.6 кВт, скорости 0.4 м/мин, А/ = +20 мм. Оптимальная толщина ХГН-покрытия не превышала 2 мм. Данная концентрация смеси была выбрана для создания многослойного покрытия.
Детальное исследование химического состава трека показало, что в результате воздействия лазерного излучения на ХГН-покрытие из смеси 70№30В4С происходит изменение состава материала (табл. 1) и размеров твердых включений (рис. 4).
, ' - СпектР 5
Щк -
Спектр 4
J* «¿ШЩк'?
Спектр 3 ^
vs Спектр 2
50 мкм
Спектр 1
Рис. 4. Поперечное сечение структуры трека ХГН-покрытия смеси порошков 70№30В4С
В темных агрегатах зафиксировано значительно содержание Т (55.41 вес. %) и В (29.95 вес. %). В светлосерых агрегатах зафиксировано повышенное содержание Т (71.89 %). Твердый раствор состоит из Т (48.47 %) и № (25.23 %). Наблюдаются вытянутые светло-серые агрегаты, в которых зафиксировано Т (66.77 %) и № (2.06 %) и В (19.72 %). Кроме этого, в треке появляется значительное количество титана из подложки.
Процесс лазерной наплавки порошка на основе № и карбида бора В4С на титановую подложку исследовался в многих работах [4-8]. В [4] использовалась только керамика мелкого размера 3-5 мкм в количестве 5 вес. % в смеси с порошком на основе никеля с размерами частиц 50-80 мкм. Смесь порошков слоем толщиной 0.8 мм размещалась на поверхности подложки Ti-6Al-4V с использованием органического связующего (поливиниловый спирт и вода). В [4] показано, что проникновение титана из подложки проводило к активному протеканию реакций: 3Т + В4С = ТЮ + 2ТШ2, что обуславливало за время прохождения лазерного излучения и существования расплава никеля полную смену состава керамики. Мелкие, порядка 3-5 мкм, кристаллы В4С исчезали и формировались кристаллы ТЮ и ТВ2. Можно предположить, что аналогичный процесс изменения состава керамики происходит и при использовании покрытия ХГН 70№30В4С с мелким керамическим порошком й50 = 2.9 мкм. Однако в случае использования покрытий из смесей с фракциями В4С 44 и 64 мкм (рис. 5) крупные частицы, по-видимому, не успевают прореагировать полностью за время существования расплава, но их размер существенно уменьшается.
3.2. Экспериментальное исследование многослойного металлокерамического покрытия смеси порошков
в4с-т
Исследование процессов создания однослойного покрытия показало, что важной особенностью получаемых дорожек является скопление дефектов в виде пор на боковых краях. Эта особенность, присущая отдельному треку, сохраняется и для массивов треков. Причем для крупных частиц керамики и, соответственно, при отрицательном градиенте коэффициента поверхностного натяжения, движение расплава из глубины совместно с различными дефектами идет к краям, а на поверхности — от боковых стенок ванны к оси дорожки. В этом случае практически все поры остаются на краю. Для малых концентраций и мелких частиц В4С происходит обратное движение. Расплав в центре поднимается из глубины и на поверхности растекается к краям ванны. При этом часть пор останется на поверхности и в объеме, что ухудшает качество наплавленного слоя.
Для ХГН-покрытия толщиной 200 мкм, 0.5 и 1.0 мм при составе смеси 30 % №, 70 % В4С, ¿50 = 44 мкм по
Рис. 5. Третий слой ХГН-покрытия (а) и массивы треков воздействия лазерного излучения (б) (цветной в онлайн-вер-сии)
профилограммам качественных массивов треков были определены оптимальные режимы лазерного воздействия и оптимизирован шаг между треками h. Далее наносился второй слой ХГН-покрытия. Лазерное воздействие осуществлялось как перекрестно, так и последовательно с предыдущими треками. В табл. 2 представлены оптимальные режимы лазерного воздействия для различных толщин ХГН-покрытия.
При толщине покрытия более 2 мм на его поверхности развиваются кратеры, что снижает коэффициент напыления при толщине покрытия более 4 мм в силу снижения угла удара частиц в отвесные стенки кратеров, который обратно пропорционален коэффициенту напыления. Кратеры также формируются на стыках треков плавления ХГН-покрытий. Пористость на границах треков открывается в результате пескоструйной обработки или в процессе холодного газодинамического напыления и становится зародышем для кратера, который «прорастает» в ХГН-покрытии, формируемом следующим слоем. Воздействие лазерного излучения на
Таблица 2
Оптимальные режимы лазерного воздействия на ХГН-покрытия 30 % №, 70 % В4С
Толщина ХГН-покрытия, мм Ж, кВт V, м/мин Д/, мм h, мм
0.2 0.6 0.4 +20 1.0
0.5 2.0 0.4 -20 2.0
1.0 2.0 0.5 -2 2.8
такие покрытия приводило к повышению шероховатости поверхности. Характерная структура многослойного покрытия показана на рис. 5.
4. Экспериментальное исследование металлокерамического покрытия В4С—Л+А1
Для исследования возможности создания качественных толстых многослойных покрытий в качестве металлической связки был использован порошок титана марки ПТОМ-1, в некоторых случаях был добавлен порошок алюминия. Причины добавления порошка алюминия в исходную смесь объяснены в разд. 5.
С использованием методики, приведенной в разд. 3, были сформированы многослойные металлокерами-ческие структуры толщиной 0.6-4.0 мм. Отработаны режимы нанесения методом ХГН толстых покрытий на основе титана и карбида бора для различного содержания карбида бора в исходной смеси, а также определены режимы оптимального лазерного воздействия. Характерные фотографии полученных покрытий показаны на рис. 6. Оптимальные режимы лазерного воздействия достигаются при мощности излучения 1 кВт, скорости перемещения луча 0.7 м/мин, шаге между треками 1.25 мм и положении фокуса 9 мм от верхней поверхности ХГН-покрытия толщиной 3 мм. При этом размер пятна составил приблизительно 1.5 мм.
Для ХГН-покрытия толщиной 0.6 мм и состава смеси порошков 30 % Т : 70 % В4С оптимизированы режимы лазерного воздействия (^ = 1.5 кВт, скорость 0.4 м/мин, положение фокуса +20 мм, шаг между дорожками 2 мм), обеспечивающие получение качественных массивов треков с минимальной шероховатостью.
Создано ХГН-покрытие толщиной 1 мм из 30^70В4С, размер керамики й50 = 64 мкм. Качественных единичных треков при различных изменениях режимов лазерного воздействия ^ = 0.5-2.0 кВт, V = 0.5-1.0 м/мин) и при различном положении фокуса получить не удалось. Структура массивов треков показала, что при положении фокуса +20 мм проплавление составило =300 мкм при толщине покрытия 1 мм. Увеличение глубины проплавления за счет положения фокуса в режиме кинжального проплавления приводит к ухудшению поверхности массивов треков и, как следствие, к ухудшению качества нанесения следующего слоя
Рис. 6. ХГН-покрытие до (а) и после лазерного воздействия (б) (цветной в онлайн-версии)
ХГН-покрытия. Как и в случае использования в качестве металлической связки №, формирование структуры единичных треков зависит от используемых частиц В4С. При использовании частиц В4С с d50 = 64 мкм, концентрацией 30 % Т, 70 % В4С при толщине покрытия 0.6 мм происходило проплавление, т.е. высота дорожки была больше толщины ХГН-покрытия, мениск в центре имел вогнутую форму (рис. 7, а). При этом при использовании в качестве металлической связки №
Рис. 8. EDX-анализ металлокерамической структуры 70 ' 0.06А1) (цветной в онлайн-версии)
В4С + 30 % (0.94Т
мениск имел выпуклую форму (рис. 3) при том же размере керамики и ее концентрации в исходной смеси. При оптимальном шаге между треками 2 мм структура массива близка к структуре единичного трека (рис. 7, б). Вогнутые мениски осложняют нанесение второго слоя металлокерамического покрытия на основе Т и В4С.
На рис. 8 представлена характерная микроструктура поперечного шлифа многослойного покрытия 70 % В4С + 30 % (0.94Т + 0.06А1). В табл. 3 представленны концентрации химических элементов (вес. %) для покрытия 70 % В4С + 30 % (0.94Т + 0.06А1).
Известно, что при термическом воздействии на смесь титана и карбида бора активно протекает экзотермическая реакция 3Т + В4С = ТЮ + 2ТШ2 [17-21]. Согласно рис. 7 и табл. 3, можно предположить, что в формируемом покрытии керамические частицы карбида бора растворяются (начальный размер 75 мкм). При этом продолговатые агломераты представляют собой вискеры карбида титана, а шестигранные агломераты — диборид титана, которые сформировались в результате внутреннего синтеза при воздействии лазерного излучения на металлокерамическое ХГН-покрытие.
Для получения качественных металлокерамичес-ких толстых многослойных покрытий также была использована керамика WC ^50 = 10-20 мкм) и металлическая связка в виде порошка титана 99.0 марки ПТОМ-1.
7236
Рис. 7. Профилограмма структуры единичного трека (а) и массива треков (б) образцов 30 % Т^ 70% В4С, размер керамики
■■ 64 мкм
5. Экспериментальное исследование многослойных металлокерамических покрытий WC-Ti+Al
Были отработаны режимы ХГН-напыления покрытий из смесей WC-Ti. Для данных покрытий оптимизировано лазерное воздействие с целью получения качественных единичных треков и их массивов.
Спектр 2
0
868.00 434.25
Таблица 3
Химический состав покрытия 70 % В4С + 30 % (0.94Т + 0.06Л1)
Элементы № спектра
2 3 4 5 6 7 8 9 10 11
В 37.90 35.88 38.43 38.55 35.46 11.79 25.68 14.57 16.05 35.38
С 4.58 5.95 4.69 9.36 5.65 1.62 7.39 4.29 7.52 5.94
Л1 0.14 4.30 0.34 0.65 0.76 0.22 2.06 7.75 5.15 0.34
тс 57.38 53.72 56.55 51.44 57.94 86.37 63.80 65.69 63.34 58.34
о 0.15 0.37 6.45 6.23
Прочие Р (0.19) Si (0.17), Р (0.37), Fe (0.27), Си (0.26) Si (0.26), Fe (0.33), Си (0.37) Si (0.26), Р (0.4), Fe (0.49), Си (0.56)
Необходимо отметить важную особенность формирования треков при использовании в качестве связующего материала чистого Ть Между треками массивов наблюдаются капли застывшего металла, т.е. процесс сфероидизации. Для ХГН-покрытий на основе порошка чистого Т ПТОМ-1 изменение шага между треками, изменение энергетических параметров лазерного воздействия не привело к исчезновению капель. Наличие капель затрудняет получение качественного второго слоя металлокерамического ХГН-покрытия на основе порошка Т ПТОМ-1 (30 %) и WC (70 %). Для получения качественных толстых многослойных покрытий в качестве металлической связки была выбрана смесь порошков 94 % Т и 6 % Л1.
Разработаны режимы формирования ХГН-покры-тий толщиной 2 мм из смеси порошков 40 % WC + 60 % (0.94Т + 0.06Л1). Оптимизированы параметры лазерного воздействия (^ = 1.2 кВт, V = 0.8 м/мин, Д/ = = -20 мм, шаг 1 мм). На основе полученных экспериментальных данных создана методика послойного выращивания толстых (=4 мм) металлокерамических по-
крытий на основе 40 % WC + 60 % (0.94Т + 0.06Л1) (рис. 9, 10).
Морфология структуры трека и ХГН-покрытия показала равномерное распределение частиц WC (рис. 9). В ХГН-покрытии концентрация карбида вольфрама близка к исходной. После воздействия лазерного излучения на ХГН-покрытие частицы WC уменьшаются по сравнению с частицами в ХГН-покрытии (рис. 9).
Для исследования микроструктуры, химического состава, микротвердости в многослойном покрытии толщиной 4 мм были выделены три области (рис. 10, а). Химический состав по заданной прямоугольной области в разных областях отличается друг от друга (табл. 4).
Морфология полученной многослойной структуры покрытия изменяется по высоте. В многослойном покрытии наблюдаются различные агрегаты от светлого до темного цвета, расположенные вокруг твердого раствора. Светлый агрегат является карбидом вольфрама. Темный агрегат представляет собой соединение Т (78.63 %), W (11.91 %), С (8.82 %), концентрация указа-
Рис. 9. Поперечное изображение структуры многослойного покрытия 40 % WC + 60 % (0.94Т + 0.06Л1): ХГН-покрытие (а), массив треков (б)
1 мм 1-1
Рис. 10. Поперечное сечение структуры многослойного покрытия, полученного последовательным холодным газовым напылением и лазерным воздействием, толщина 4 мм, 40 % WC + 60 % (0.94Т + 0.06А1)
на по весу. Твердый раствор состоит из следующих элементов Т (52.32 %), W (37.39 %), С (6.80 %), А1 (3.5 %). Темный агрегат является карбидом титана. В верхней части светлые агрегаты частицы и темные агрегаты WC преобладают в твердом растворе. В средней зоне наблюдаются равномерно распределенные в твердом растворе агрегаты. В нижней зоне наблюдается преимущественно твердый раствор.
Видно, что концентрация углерода С и алюминия А1 во всех зонах остается приблизительно одинаковой. Концентрация титана с глубиной увеличивается с 49.19 до 59.92 %. Обратная картина наблюдается для концентрации вольфрама. При углублении в подложку концентрация вольфрама уменьшается с 40.12 до 25.31 %. Лазерное воздействие на смесь приводит к образованию в покрытии карбидов, но в отличие от керамики В4С
Таблица 4
Химический состав покрытия в различных областях
Элемент Верхняя зона 1 Средняя зона 2 Нижняя зона 3
Вес. % Ат. % Вес. % Ат. % Вес. % Ат. %
С К 8.30 34.13 8.39 32.57 7.14 26.91
А1 К 2.39 4.37 3.17 5.51 4.14 6.94
Т К 49.19 50.67 54.57 53.32 63.43 59.92
W м 40.12 10.83 33.86 8.60 25.31 6.23
Итог 100.00 100.00 100.00
Таблица 5
Значения микротвердости ИУ0 1
Материал покрытия
70№30Б4С 50№50Б4С 30№70Б4С
ХГН 225 250 278
ХГН + лазер 313 756 1117
Подложка ВТ20, центр 330
качество поверхности лазерных треков и массивов треков не ухудшается, что позволяет наносить более качественный второй и последующие слои ХГН-методом.
Разработанная методика позволяет формировать методом последовательного холодного газового напыления порошка и последующего лазерного воздействия толстые гетерогенные материалы на основе 40 % WC + 60 % (0.94ТС + 0.06Л1).
6. Механические характеристики
Для созданных металлокерамических структур исследована микротвердость в зависимости от толщины, объемной концентрации керамики и от материала керамического компонента в смеси. Особый интерес представляет твердость покрытия из металлокерами-ческой порошковой смеси после лазерного воздействия. В табл. 5 представлены средние значения микротвердости по десяти измерениям для подложки, ХГН-по-крытия и ХГН-покрытия после лазерного воздействия для смеси №В4С с различной концентрацией керамики при нагрузке 100 г.
При использовании смеси №В4С микротвердость возрастает с увеличением содержания В4С в исходной смеси. Лазерное воздействие на ХГН-покрытие с крупными частицами карбида бора позволяет увеличить микротвердость в 3-4 раза, до значения ИУ01 = = 1117 МПа. В табл. 6 представлены значения мик-ротведости для смеси 70 % В4С + 30 % (ТС + Л1) при назрузке 300 г, смеси 40 % WC + 60 % (0.94Т + 0.06Л1) при нагрузке 100 г.
Таблица 6
Значения микротвердости
Материал Подложка ХГН- покрытие ХГН-покрытие + лазер
Микротвердость ИУ0 3
70 % Б4С + 30 % (ТС + Л1) 327.5 466.3 1331.3
Микротвердость ИУ0 1
40 % WC + 60 % (0.94ТС + 0.06Л1) 330 520 620
ХГН-покрытие на основе В4С + (ТС и Л1) име-етмикротвердость 466.3ИУ03, микротвердость покрытия после лазерного воздействия увеличивается до 1331.3ИУ0.3.
Для карбида вольфрама WC микротвердость ХГН-покрытия слабо изменяется под действием лазерного излучения (ИУ01 = 520 и 620 соответственно).
7. Заключение
В работе определены условия формирования качественных единичных треков и многослойных покрытий в зависимости от мощности лазерного излучения, скорости и ширины пучка при максимальном объемном содержании В4С и WC в ХГН-покрытиях. Показана возможность создания однослойного металлокерами-ческого покрытия толщиной до 1 мм методом последовательного холодного газодинамического напыления смеси порошков различного состава В4С-№, Б4С-ТС, WC-Ti, WC-Ni и последующего лазерного сплавления.
Исследовано влияние состава, размера порошков, количества нанесенного материала на эффективность холодного газодинамического напыления, микроструктуру, пористость, шероховатость и микротвердость покрытия до и после лазерного воздействия. Для метал-локерамической структуры (исходная смесь 40 % WC + 60 % (0.94ТС + 0.06Л1)) микротвердость в результате лазерного воздействия составляет в среднем 620ИУ01. ХГН-покрытие на основе В4С + (ТС и Л1) имеет микротвердость 466.3, при этом микротвердость покрытия после лазерного воздействия увеличивается до 1331.3ИУ03. Такое увеличение микротвердости для смеси В4С + (ТС и Л1) может быть связано с образованием керамики ТСС и ТСВ2 в результате внутреннего синтеза при воздействии лазерного излучения на метал-локерамическое ХГН-покрытие.
Для смеси 30№70Б4С при лазерном оплавлении микротвердость составила 1117ИУ01, т.е. выросла почти в 4 раза по сравнению с ХГН-покрытием (278ИУ01).
Для частиц WC микротвердость ХГН-покрытия (ИУ01 = 520) слабо отличается от микротвердости структуры, образованной под действием лазерного излучения (ИУ01= 620).
Детально исследована возможность создания многослойных структур. Показано, что после лазерного плавления формируется материал с большим значением микротвердости, имеющий значительную неровность поверхности. Эти параметры обуславливают сильную неоднородность второго и последующих ХГН-покры-тий, что приводит к ухудшению качества поверхности при последующем лазерном плавлении.
На основе полученных экспериментальных данных создана методика послойного выращивания методом холодного газодинамического напыления и последующего лазерного воздействия толстых (=4 мм) металло-
керамических покрытий на основе 40 % WC + 60 % (0.94Т + 0.06А1), для которых микротвердость лазерных треков близка к микротвердости ХГН-покрытия.
Работа выполнена при поддержке гранта РНФ №№16-19-10300.
Литература
1. Choong Y.C., Maleksaeedi S., Eng H., Wei J., Su P. 4D printing of high performance shape memory polymer using stereolithography // Mater. Des. - 2017. - V 126. - P. 219-225.
2. Gan M., Wong C. Properties of selective laser melted spodumene glass-ceramic // J. Eur. Ceram. Soc. - 2017. - V. 37. - No. 13. - P. 41474154.
3. Miracle D.B. Metal matrix composites from science to technological significance // Compos. Sci. Technol. - 2005. - V. 65. - P. 15-16.
4. Meng Q.W., Geng T.L., Zhang B.Y. Laser cladding of Ni-base compos-
ite coatings onto Ti-6Al-4V substrates with pre-placed B4C+NiCrBSi powders // Surf. Coat. Technol. - 2006. - V. 200. - P. 4923-4928.
5. Chaliampalias D., Vourlias G., PavlidouE., Skolianos S., Chrissafis K., Stergioudis G. Comparative examination of the microstructure and high temperature oxidation performance of NiCrBSi flame sprayed and pack cementation coatings // Appl. Surf. Sci. - 2009. - V. 255. -P. 3605.
6. Guo C., Zhou J., Chen J., Zhao J., Yu Y., Zhou H. High temperature wear resistance of laser cladding NiCrBSi and NiCrBSi/WC-Ni composite coatings // Wear. - 2011. - V. 270. - No. 7-8. - P. 492-498.
7. Tobar M., Alvarez C., Amado J., Rodriguez G., Yanez A. Morphology and characterization of laser clad composite NiCrBSi-WC coatings on stainless steel // Surf. Coat. Technol. - 2006. - V. 200. - P. 63136317.
8. Bonny K., Baets P., Vleugels J., Huang S., Lauwers B. Dry reciprocating sliding friction and wear response of WC-Ni cemented carbides // Tribol. Lett. - 2008. - V. 31. - No. 3. - P. 199-209.
9. Pouzet S., Peyre P., Gorny C., Castelnau O., Baudin T., Brisset F., Colin C., Gadaud P. Additive layer manufacturing of titanium matrix composites using the direct metal deposition laser process // Mater. Sci. Eng. A. - 2016. - V. 677. - P. 171-181.
10. Cai C, Song B., Qiu C, Li L, Xue P., Wei Q., Zhou J., Nan H., Chen H., Shi Y Hot isostatic pressing of in-situ TiB/Ti-6Al-4V composites with novel reinforcement architecture, enhanced hardness and elevated tribological properties // J. Alloys Comp. - 2017. - V. 710. -P. 364-374.
11. Saito T., Furuta T., Yamaguchi T. Development of Low Cost Titanium Alloy Matrix Composites // Recent Advances in Titanium Metal Matrix Composites / Ed. by F.H. Froes, J. Storer. - Rosemont: Illinois, 1994.
12. Ravi Chandran K.S., Panda K.B., Sahay S.S. TiBw-reinforced Ti composites: Processing, properties, application prospects, and research needs // JOM. - 2004. - V. 56. - No. 5. - P. 42-48.
13. Алхимое А.П., Косарев В.Ф., Фомин B.M., Клинков С.В. Холодное газодинамическое напыление. Теория и практика. - М.: Физмат-лит, 2010.
14. Fomin V.M., GolyshevA.A., Kosarev V.F., MalikovA.G., Orishich M.A., Ryashin N.S., Filippov A.A., Shikalov VS. Creation of heterogeneous materials on the basis of B4C and Ni powders by the method of cold spraying with subsequent layer-by-layer laser treatment // J. Appl. Mech. Tech. Phys. - 2017. - V. 58. - No. 5. - P. 947-955.
15. Marrocco T., Hussain T., Mccortney D.G., Shipway P. Corrosion performance of laser posttreated cold sprayed titanium coatings // J. Therm. Spray Technol. - 2011. - V. 20. - P. 909-917.
16. Sova A., Grigoriev S., Okunkova A.A., Smurov I. Cold spray deposition of 316L stainless steel coatings on aluminium surface with following laser post-treatment // Surf. Coat. Technol. - 2013. - V. 235. -P. 283-289.
17. Tang J. Mechanical and tribological properties of the TiC-TiB2 composite coating deposited on 40Cr-steel by electrospark deposition // Appl. Surf. Sci. - 2016. - V. 365. - P. 202-208. - doi 10.1016/ j.apsusc.2015.12.198.
18. Tijo D., Masanta M. Mechanical performance of in-situ TiC-TiB2 composite coating deposited on Ti-6Al-4V alloy by powder suspension electro-discharge coating process // Surf. Coat. Technol. - 2017. -V. 328. - P. 192-203. - doi 10.1016/j.surfcoat.2017.08.048.
19. Tijo D, Masanta M., Das A.K. In-situ TiC-TiB2 coating on Ti-6Al-4V alloy by tungsten inert gas (TIG) cladding method: Part I. Microstructure evolution // Surf. Coat. Technol. - 2018. - V 344. - P. 541552. - doi 10.1016/j.surfcoat.2018.03.082.
20. Tijo D., Masanta M. Effect of Ti^C ratio on the microstructure and mechanical characteristics of TIG cladded TiC-TiB2 coating on Ti-6Al-4V alloy // J. Mater. Proc. Tech. - 2019. - V. 266. - P. 184-197.
21. Li J., Yu Zh., Wang H., Li M. Microstructural characterization of titanium matrix composite coatings reinforced by in situ synthesized TiB+TiC fabricated on Ti6Al4V by laser cladding // Rare Met. -2010. - V. 29. - No. 5. - P. 465. - doi 10.1007/s12598-010-0151-y.
22. Tijo D, Masanta M. In-situ TiC-TiB2 coating on Ti-6Al-4V alloy by tungsten inert gas (TIG) cladding method: Part II. Mechanical performance // Surf. Coat. Technol. - 2018. - V. 344. - P. 579-589. -doi 10.1016/j.surfcoat.2018.03.082.
Поступила в редакцию 17.07.2019 г, после доработки 17.07.2019 г, принята к публикации 31.07.2019 г.
Сведения об авторах
Фомин Василий Михайлович, д.ф.-м.н., ак. РАН, научн. рук., зав. лаб. ИТПМ СО РАН, fomin@itam.nsc.ru
Голышев Александр Анатольевич, к.ф.-м.н., нс ИТПМ СО РАН, alexgol@itam.nsk.ru
Косарев Владимир Федорович, д.ф.-м.н., зав. лаб. ИТПМ СО РАН, vkos@itam.nsc.ru
Маликов Александр Геннадьевич, к.т.н., зав. лаб. ИТПМ СО РАН, smalik@ngs.ru
Оришич Анатолий Митрофанович, д.ф.-м.н., гнс ИТПМ СО РАН, laser@itam.nsc.ru
Филиппов Артем Александрович, мнс ИТПМ СО РАН, filippov@itam.nsc.ru
