CC BY
13
УДК 621.373.826
Структурно-фазовое состояние и механические свойства титаноматричного композита на основе сплава Ti64 и керамики TiB2, полученного при лазерной наплавке
В.М. Фомин1'2'3, А.Г. Маликов1'2, А.А. Голышев1'2, Н.В. Булина4, М.А. Гулов1,
1 13 1 12
И.Е. Витошкин , Т.А. Брусенцева ' , А.А. Филиппов , А.В. Мишин '
1 Институт теоретической и прикладной механики им. С. А. Христиановича СО РАН, Новосибирск, 630090, Россия 2 Новосибирский государственный университет, Новосибирск, 630090, Россия
3 Новосибирский государственный технический университет, Новосибирск, 630087, Россия
4 Институт химии твердого тела и механохимии СО РАН, Новосибирск, 630128, Россия
В работе представлены экспериментальные исследования по созданию титаноматричного композита на основе титанового сплава Ti64 и керамических частиц TiB2 методом поверхностной лазерной наплавки. Концентрация керамики TiB2 составляла 5, 10, 15 вес. %. Фазовый состав получаемых материалов анализировали как при помощи рентгеновской дифрактометрии, так и с применением дифракции синхротронного излучения. Установлено, что в титаноматричном композите с концентрацией керамики 5 вес. % формируется структура, состоящая из нитевидных нанокристаллов TiB, а для образцов с большей концентрацией керамики формируются нитевидные кристаллы TiB толщиной несколько микрометров. Показано, что добавление керамики TiB2 приводит к увеличению модуля Юнга, нано- и микротвердости образца по сравнению со сплавом Ti64. Методом индентиро-вания исследовано образование фазы, не соответствующей керамике TiB2 и нитевидным кристаллам TiB микроструктурного масштаба и обладающей упругими свойствами, превышающими упругие свойства первоначальной матричной фазы Ti64. Аналитическим методом предсказано увеличение эффективных упругих свойств сформированного гетерогенного материала с предсказанной новой фазой. Установлено, что для снижения коэффициента трения необходимо формировать структуру, состоящую из нитевидных нанокристаллов, а для получения высоких значений модуля Юнга и микротвердости необходимо формировать структуру, состоящую из нитевидных микрокристаллов.
Ключевые слова: поверхностная лазерная наплавка, титаноматричные композиты, модуль Юнга, нано- и микротвердость, износостойкость, синхротронное излучение
DOI 10.55652/1683-805X_2023_26_5_17
Structural-phase state and mechanical properties of a titanium matrix composite based on Ti64 alloy and TiB2 ceramics obtained by laser cladding
V.M. Famm123, AG. MaRkov1,2, A.A. Go^heY1,2, N.V. Bulina4, M.A. Gulov1, I.E. Vitoshkin1, T.A. Brusentseva13, A.A. Filippov1, and A.V. Mishin12
1 Khristianovich Institute of Theoretical and Applied Mechanics SB RAS, Novosibirsk, 630090, Russia 2 Novosibirsk State University, Novosibirsk, 630090, Russia 3 Novosibirsk State Technical University, Novosibirsk, 630087, Russia
4 Institute of Solid State Chemistry and Mechanochemistry SB RAS, Novosibirsk, 630128, Russia
The paper presents experimental studies on the synthesis of a titanium matrix composite based on Ti64 titanium alloy and TiB2 ceramic particles by laser surface cladding. The weight percentage of TiB2 ceramics in the composite was 5, 10, and 15%. The phase composition of the resulting materials was analyzed by standard X-ray diffraction and synchrotron X-ray diffraction. It was found that the structure of the titanium matrix composite with 5 wt % ceramics consists of TiB nanowhiskers, and that of samples with higher ceramics content exhibits TiB whiskers with a width of several micrometers. The addition of TiB2 ceramics leads to an increase in Young's modulus and nano-/microhardness of composite samples compared to Ti64 alloy. The indentation method was used to study the formation of a phase that does not correspond to TiB2 ceramics and microscale TiB whiskers and has elastic properties exceeding the elastic properties of the original Ti64 matrix phase. Analytical predictions showed an increase in the effective elastic properties of the formed heterogeneous material with the predicted new phase. It was also found that a lower friction coefficient can be achieved by forming a structure with nanowhiskers, while higher Young's modulus and microhardness can be obtained by forming a structure with microwhiskers.
Keywords: laser surface cladding, titanium matrix composites, Young's modulus, nano- and microhardness, wear resistance, synchrotron radiation
© Фомин В.М., Маликов А.Г., Голышев А.А., Булина Н.В., Гулов М.А., Витошкин И.Е., Брусенцева Т.А., Филиппов А.А., Мишин А.В., 2023
1. Введение
В настоящее время аддитивные технологии являются важнейшей технологической отраслью в аэрокосмической промышленности [1, 2]. Необходимо отметить, что существует множество разновидностей процессов выращивания 3D изделий. В качестве наплавляемых материалов, как правило, используются сплавы на основе Т^ Al и №. В последние годы в аддитивных технологиях большой интерес вызывают исследования по применению керамических частиц в качестве модифицирующих добавок с целью изменения структурно-фазового состояния и повышения механических характеристик исходного материала. В таких материалах удается достигнуть высоких значений механических характеристик, таких как износостойкость, прочность и ударная вязкость, благодаря вкладу внутренних и внешних механизмов.
Титаноматричные композиты обладают более высокой удельной прочностью и жесткостью по сравнению со сталью и материалами на основе никеля [3]. В аэрокосмической промышленности в качестве материала для аддитивных технологий широко используется сплав ^64, обладающий высокими физико-механическими свойствами (плотность, удельная прочность, коррозионностой-кость) [4]. Сплав ^64 представляет собой титановый сплав, включающий в себя а- и Р-фазы. Однако данный сплав обладает недостатком в виде низкой твердости и низкой износостойкости по сравнению с другими титановыми сплавами, что ограничивает его использование [5-7].
Теплофизические и механические свойства ти-таноматричных композитов зависят от состава, формы, размера и распределения упрочняющей фазы в матрице. Перспективным направлением получения титаноматричных композитов аддитивными технологиями являются методы лазер -ной наплавки, прямого лазерного выращивания, лазерного синтеза в порошковом слое [8-10].
В последние годы для повышения механических характеристик композитного материала методом лазерной наплавки основное внимание уделено таким керамическим частицам, как ТЮ, Сг7С3, №Т^ ^В, ^В2, ^^ [8].
В работе [11] представлены исследования по формированию композитного материала (^В + ТЮ)/Т методом селективного лазерного плавления с использованием порошков чистого Т с различным содержанием В4С. Показано, что добавление 1 мас. % В4С позволяет получать наиболее
высокие показатели предела прочности при растяжении (946 МПа), предела текучести (762 МПа) и модуля упругости (128 ГПа), которые были на 62.4, 49.2 и 15.3 % выше, чем у матрицы Ti, соответственно. В наших работах [12, 13] показано, что при создании титаноматричных композитов с использованием B4C исходное керамическое соединение растворяется в титановой матрице с формированием новых соединений TiB2, TiB, TiC размером от 0.5 до 20 мкм. Показано, что при повышении концентрации B4C происходит изменение процессов массопереноса внутри ванны расплава, что ведет за собой видоизменение формы наплавляемого единичного трека.
Для повышения износостойкости и твердости активно применяют соединение TiB2 для формирования нитевидных кристаллов (whiskers) TiBw. Согласно [14], актуальны проектирование и изготовление композитов с титановой матрицей и in situ нитевидных кристаллов TiB (TiBw), в которых специализированная трехмерная квазинепрерывная микроструктура демонстрирует значительные улучшения механических свойств. Это устраняет хрупкость, характерную для титаноматричных композитов, изготовленных методом порошковой металлургии. В работе [15] показано, что микроструктура образца TiB2-Ti64, сформированная методом селективного лазерного плавления, включает в себя как нерасплавленный порошок TiB2, так и соединения TiB столбчатого и игольчатого вида.
В работе [16] исследована эволюция микроструктуры при наплавке титанового сплава Ti64 с керамическим соединением TiB2. Показано, что в наплавленном слое идентифицируются фазы TiAl3, TiAl, Ti3Al, Ti и TiB2, микротвердость возрастает в 3 раза по сравнению с подложкой. В работе [17] изготовлены покрытия из порошковой смеси TiB2/Ti64 для улучшения свойств компонентов сплава Ti64. Предложена модель для исследования сложного теплового поведения на границе раздела между слоем Ti64 и TiB2 при различных параметрах процесса. Результаты моделирования показали, что максимальный градиент температуры находится на границе раздела титанового сплава и керамических частиц. Показано, что при высокой скорости сканирования треки демонстрируют нестабильную поверхность. В работе [18] изготовили градиентный титаноматричный композит методом селективного лазерного плавления, верхний слой которого образован Ti + 15 об. % TiB2, нижний слой — Ti + 5 об. % TiB2.
Рис. 1. Исходные порошки: сплав Т164 (а), керамика Т1В2 (б). Растровая электронная микроскопия
Микротвердость в многослойной системе Т + Т1В (5, 10, 15 об. %) составила 450 ИУ01 в нижнем и среднем слоях, а в верхних слоях наблюдался значительный рост до 600 ИУ01. Показано, что микротвердость верхнего слоя достигла 500-650 ИУ01 благодаря армирующим частицам Т1В и Т1В2. В работе [19] методом селективного лазерного плавления изготовлен композиционный материал Т1В/ Т164, обладающий высокой нанотвердостью порядка 6 ГПа, что выше, чем при традиционном спекании данных композитов. РаШ и др. [20] методом прямого лазерного спекания исследовали влияние добавки Т1В2 (0.2-2.0 %) на микроструктуру сплава Т164. Показано улучшение твердости и износостойкости с увеличением содержания соединения Т1В2.
В последнее время активно развивается технология поверхностной лазерной наплавки, представляющая собой аналог технологии селективного лазерного плавления [21, 22]. Однако технология поверхностной лазерной наплавки позволяет расплавить большую толщину порошкового слоя, что повышает производительность данного метода.
В работах [23, 24] сообщается, что обнаружить при помощи рентгеновской дифрактометрии Р-Т в исходном материале и конечном титаноматрич-ном композите проблематично ввиду малого количества данной фазы в материале. Для того чтобы решить данную проблему, в данной работе применялось синхротронное излучение.
Целью данной работы является экспериментальное и теоретическое изучение влияния концентрации керамических частиц в исходной смеси (5, 10, 15 вес. %) на физико-механические свойства титаноматричного композита на основе сплава Т164 и керамических частиц Т1В2, полученного методом поверхностной лазерной наплавки.
Особое внимание уделялось исследованию структурно-фазового состава, которое осуществ-
лялось методами рентгеновской дифрактометрии (в геометрии Брэгга-Брентано) и дифракции син-хротронного излучения с применением плоского двухкоординатного детектора (в геометрии Де-бая-Шеррера), а также изучению механических характеристик титаноматричных композитов.
2. Материалы и методика эксперимента
В данной работе использовался порошок титанового сплава Ti64 со сферической формой частиц и порошок керамического соединения TiB2 с частицами осколочной формы (рис. 1). Средний размер частиц сплава Ti64 составлял 30 мкм, керамических частиц TiB2 — 15 мкм.
Порошковая смесь Ti64-TiB2 была подготовлена путем механического перемешивания в V-об-разном смесителе Venus FTLMV-02 с содержанием соединения TiB2 5, 10, 15 % по массе в исходной смеси в течение 1 ч.
Формирование титаноматричного композита проводилось с использованием технологии поверхностной лазерной наплавки [21, 22]. На рис. 2
Лазерное излучение
Рис. 2. Схематическое изображение устройства для лазерной наплавки порошковых материалов (цветной в онлайн-версии)
Рис. 3. Схема подготовки образцов для исследований. РФА — рентгенофазовый анализ, РЭМ — растровая электронная микроскопия (цветной в онлайн-версии)
показано схематичное изображение используемого устройства [25, 26]. Порошковая смесь укладывалась на подложку равномерным слоем толщиной 350 мкм. В качестве подложки использовалась пластина из титанового сплава ВТ-20 размерами 50 х 50 х 8 мм. В качестве защитной среды использовался аргон. В работе использовался ит-тербиевый волоконный лазер IPG Photonics с длиной волны излучения 1.07 мкм и максимальной мощностью 3 кВт.
На рис. 3 показана схема подготовки образцов для исследования структурно-фазового состава и механических характеристик. Исследования структурно-фазового состава и механических характеристик проводились в поперечных и продольных сечениях образцов. После наплавки образцы обрабатывалась на шлифовальных комплексах с использованием полировочной бумаги с зерном 180, 320, 640 и 1200 единиц. Далее образцы полировались с использованием суспензий с размером зерна 9, 6, 3 и 0.1 мкм.
Регистрация дифрактограмм (в геометрии Брэгга-Брентано) осуществлялась на дифракто-метре D8 Advance с использованием характеристического излучения медного анода рентгеновской трубки Cu-Ka (X = 0.15406 нм), никелевого фильтра. При данном способе проводился анализ поверхностного слоя титаноматричного композита (~10 мкм).
Дифракционные исследования в поперечном сечении (рис. 3) проводились с помощью синхро-тронного излучения с длиной волны 0.03685 нм на станции 4-го канала накопителя ВЭПП-3 в геометрии Дебая-Шеррера [27, 28]. Регистрация дифракционных колец осуществлялась с помощью двухкоординатного детектора Mar345. При данных исследованиях вклад в дифракционную картину дают не только поверхностные слои образца, а весь объем вещества, сквозь который проходит поток излучения. Для проведения исследований фазового состава использовался пучок моно-хроматизированного синхротронного излучения с сечением 100 х 400 мкм2.
Изучение микроструктуры поперечного сечения выполнялось методом сканирующей электронной микроскопии с использованием электронного микроскопа Zeiss EVOMA 15. Энергодисперсионная спектроскопия проводилась при помощи детектора Oxford Instruments X-Max 80 мм2.
Микротвердость измерялась с помощью микротвердомера Wilson Hardness Group Tukon 1102 по Виккерсу путем вдавливания правильной четырехгранной алмазной пирамиды с нагрузкой 300 г.
Трибологические испытания проводились на трибометре Nanovea T50 в линейном возвратно-поступательном режиме. В качестве контртела использовался шар диаметром 3 мм из Si3N4. Время одного цикла испытания составляло 1 ч, при нагрузке 15 Н и скорости движения 300 мм/мин. Амплитуда движения составляла 5 мм.
Эксперименты по инструментальному инден-тированию были проведены на нанотвердомере Наноскан-4Б+ с использованием методики Оли-вера-Фарра. Поверхность полированного образца предварительно сканировалась пьезокерамичес-ким датчиком в режиме полуконтактной сканирующей зондовой микроскопии. Путем построч-
Рис. 4. Образцы после лазерной обработки: Ti64-5 % TiB2 (а), Ti64-10 % TiB2 (б), Ti64-15 % TiB2 (в) (цветной в онлайн-версии)
Рис. 5. Поперечное сечение наплавленного слоя при увеличении х500 и ><5000: Т164 (а), Т164-5 % Т1В2 (б), Т164-10 % Т1В2 (в), Т164-15 % Т1В2 (г). Растровая электронная микроскопия
ного сканирования участка образца произведено измерение рельефа поверхности образцов и в интересующие области произведено вдавливание алмазной пирамиды Берковича с заданной нагрузкой. Метод Оливера-Фарра был использован для расчета нанотвердости и приведенного модуля упругости.
3. Результаты эксперимента
Первоначально был проведен поиск режима лазерного воздействия (мощность лазерного излучения Ж, скорость перемещения V, диаметр пучка й, толщина порошкового слоя ^ с целью получения качественных единичных треков (без пор, неоднородностей, трещин и т.д.). Найденный
Рис. 6. Рентгенограмма металлокерамического покрытия Т164-Т1Б2: П64 (1); 5 (2), 10 (з), 15 вес. % Т1Б2 (4) (цветной в онлайн-версии)
режим использовался для формирования многослойного композиционного материала (мощность лазерного излучения Ж = 1000 Вт, скорость сканирования V = 16.6 мм/с, диаметр лазерного пятна на поверхности порошкового слоя й = 2.12 мм, высота порошкового слоя t = 350 мкм). Толщина полученных титаноматричных композитов составила 2.5 мм.
На рис. 4 представлены фотографии образцов с различным содержанием порошка Т1Б2 в исходной смеси. На рис. 5 показана микроструктура поперечного сечения образцов при различном содержании керамического соединения Т1Б2 в исходной смеси.
В образце без керамических частиц наблюдается классическая микроструктура сплава Т164, получающегося в результате прямого лазерного выращивания [29-31 ]: крупные вытянутые зерна.
На рис. 5, б приведена микроструктура образца Т164-5 % Т1Б2, где частицы темного цвета с размером 5-10 мкм представляют собой исходное керамическое соединение Т1Б2. При большем увеличении можно наблюдать мелкодисперсные вы-
деления (<1 мкм), расположенные внутри матрицы. Формирование нитевидных нанокристаллов в титановой матрице наблюдалось также в технологии селективного лазерного сплавления и прямого лазерного выращивания при содержании керамического соединения Т1Б2 менее 5 % [19, 20]. Такая структура также наблюдается при использовании соединения Т1Б2 в количестве менее 5 % по массе в образцах, полученных при помощи технологии горячего прессования [32] и электронно-лучевой наплавки [33].
Увеличение концентрации армирующих частиц в исходной порошковой смеси приводит к изменению микроструктуры образца. На рис. 5, в, г приведена микроструктура образцов Т164-Т1Б2 с концентрацией керамического соединения 10 и 15 вес. % соответственно. Видно, что с возрастанием доли Т1Б2 в образцах происходит не только увеличение количества нитевидных кристаллов Т1БШ, но и их размера (толщина 2-5 мкм, длина до 100 мкм).
4. Рентгеновская дифрактометрия
На рис. 6 показаны дифракционные картины образцов Т164-Т1Б2 с разной концентрацией Т1Б2, полученные методом рентгеновской дифракто-метрии. Дифракционный анализ показал, что при всех случаях добавления Т1Б2 в исходную порошковую смесь взаимодействие компонентов приводит к формированию борида титана Т1Б. Результаты количественного анализа приведены в табл. 1. Структурные данные представлены в табл. 2, где а, Ь, с — параметры решетки. Размер области когерентного рассеяния характеризует размер кристаллитов в материалах [34, 35].
Как и ожидалось, увеличение концентрации Т1Б2 в исходной смеси приводит к росту количества продуктов взаимодействия ее компонентов (табл. 1). Также можно заметить, что во всех случаях добавления Т1Б2 в исходную смесь произошло увеличение параметров элементарной ячейки
Таблица 1. Количественный анализ согласно результатам рентгеновской дифрактометрии
Концентрация, Образец
вес. % Т164 Т164-5 % Т1Б2 Т164-10 % Т1Б2 Т164-15 % Т1Б2
а-Т1 100 96 82 73
Р-Т1 - 1 2 2
Т1Б - 3 15 20
Т1Б2 - - 1 4
Таблица 2. Структурные данные обнаруженных фаз согласно результатам рентгеновской дифрактометрии. ОКР — область когерентного рассеяния
Т164 Т164-5 % Т1Б2 Т164-10 % Т1Б2 Т164-15 % Т1Б2
а, нм 0.2926(2) 0.29299(5) 0.29292(5) 0.29298(4)
а-Т1 с, нм 0.4664(4) 0.46718(10) 0.46783(9) 0.46783(10)
ОКР, нм 31(3) 31.5(6) 26.7(4) 28.1(6)
Р-Т1 а, нм - 0.3235(6) 0.3240(6) 0.3240(6)
ОКР, нм - 50(30) 12.3(6) 10.0(5)
а, нм - 0.6132(5) 0.6107(2) 0.6105(2)
Т1Б Ь, нм - 0.3040(3) 0.3041(2) 0.3045(1)
с, нм - 0.4543(4) 0.4547(2) 0.4551(1)
ОКР, нм - 128(70) 57(7) 59(6)
а, нм - - 0.3026(2) 0.30267(6)
Т1Б2 с, нм - - 0.3228(4) 0.32263(10)
ОКР, нм - - 178(91) 161(20)
ние в а2-Т13Л1, что можно заметить на дифракто-грамме. Появление этого интерметаллидного соединения привело к дополнительному упрочнению металлической матрицы.
Как указывалось выше, в геометрии Брэгга-Брентано излучение проникает на глубину не более 10 мкм, поэтому анализ возможен только поверхностного слоя вещества. Геометрия Дебая-Шеррера, реализуемая с помощью синхротронно-го излучения, позволяет увидеть фазовый состав материала в объеме. Таким образом, исследование фазового состава двумя независимыми методами (с поверхности с помощью рентгенофазово-го анализа и в объеме с помощью синхротронно-го излучения) показало одинаковый состав получаемого композита.
6. Механические свойства
Проведено инструментальное индентирование полученных образцов с разной концентрацией керамических частиц Т1Б2. На рис. 9 показаны поверхности образцов после индентирования. Нагрузка составляла Г = 5 мкН. Расчет приведенного модуля проводили по формуле
_ 1 -у2 1 -у? Е * _ Е + Е, ' где V, = 0.07, Е, = 1140 ГПа — коэффициент Пуассона и модуль упругости, принятый для алмаза; V = 0.32 — коэффициент Пуассона, принятый постоянным для исследуемых материалов.
Измерения показали, что средние значения приведенного модуля упругости и нанотвердости
а-Т1, что можно объяснить образованием твердого раствора внедрения бора в титане. Приведенные данные показывают, что для всех выявленных фаз размер кристаллитов (область когерентного рассеяния) уменьшается с увеличением Т1Б2 в исходной порошковой смеси (рис. 7).
5. Анализ дифракции синхротронного излучения
На рис. 8 представлена рентгенограмма образца Т164-15 % Т1Б2, полученная с помощью синхротронного излучения в геометрии Дебая-Шер-рера. Поскольку взаимодействие Т164 с Т1Б2 приводит к увеличению концентрации легирующих элементов в нем, часть а-Т претерпела превраще-
Рис. 7. Зависимость размера области когерентного рассеяния (ОКР) фаз а-Т1, Р-Т1, Т1Б и Т1Б2 от концентрации керамики Т1Б2 в исходной смеси: Т164 (1); Т164-5 % Т1Б2 (2), Т164-10 % Т1Б2 (3), Т164-15 % Т1Б2 (4) (цветной в онлайн-версии)
Рис. 8. Рентгенограммы металлокерамического композита Т164-15 % Т1В2 в геометрии Дебая-Шеррера для трех различных точек образца. Длина волны 0.03685 нм (цветной в онлайн-версии)
Рис. 9. Изображение поверхности образца после индентирования: Т164 (а), Т164-5 % Т1В2 (б), Т164-10 % Т1В2 (в), Т164-15 % Т1В9 (г) (цветной в онлайн-версии)
Рис. 10. Изображение поверхности образца после индентирования (а) и карта распределения приведенного модуля упругости Т164—15 % Т1Б2 (б) (цветной в онлайн-версии)
образца без керамического соединения составляют Е*= 143 ± 10.3 ГПа, Я* = 8.16 ± 1.06 ГПа со-
ОУ 5 аУ
ответственно (рис. 9, а). При концентрации керамических частиц Т1Б2 5 вес. % размер отпечатка индентора сопоставим с размером нитевидного нанокристалла Т1Б, что затрудняет измерение характеристик фазы Т1Б (рис. 9, б). Измерения показали, что для образца Т164-5 % Т1Б2 средние значения приведенного модуля упругости и нано-
*
твердости для матрицы составляют Еау = 180 ± 25 ГПа, Яау = 8.56 ± 1.62 ГПа. В отличие от образца без керамических частиц в данном случае для матрицы наблюдаются увеличение приведенного модуля упругости и незначительное увеличение нанотвердости.
Для концентраций 10 и 15 вес. % выполнялось индентирование с той же нагрузкой в определенные участки отсканированной области, как показано на рис. 9, в, г. При концентрации керамики Т1Б2 10 % отпечаток 1 соответствует Т1Б2, отпечатки 2-6 — нитевидному кристаллу Т1Б, отпечатки 7-12 — матрице Т164 (рис. 9, в). Средние значения приведенного модуля и нанотвердости матрицы Е*У = 217 ± 20 ГПа, Я*У = 6.9 ± 0.9 ГПа, нитевидного кристалла Т1Б Еау = 289 ± 40 ГПа, Я*У = 23 ± 4.5 ГПа и частицы Т1Б2 Е*У = 351 ± 40 ГПа, Я ау = 18.9 ± 3 ГПа. Для матрицы наблюдается увеличение приведенного модуля упругости для образца Т164-5 % Т1Б2 по сравнению с Т164. По-видимому, образование крупных нитевидных кристаллов Т1Б приводит к увеличению приведенного модуля.
При концентрации керамических частиц Т1Б2 15 % отпечатки 1-7 соответствуют нитевидно-
му кристаллу Т1Б, отпечатки 8-13 — матрице (рис. 9, г). Средние значения приведенного модуля и нанотвердости матрицы Еау = 205 ± 13 ГПа, Я = 12 ± 1 ГПа, нитевидного кристалла Т1Б Еау = 280 ± 20 ГПа, Я*У = 17 ± 3 ГПа и частиц Е*У = 300 ± 30 ГПа, Я* = 27 ± 5 ГПа.
аУ
Таким образом показано, что в результате добавления частиц диборида титана в диапазоне от 0 до 15 вес. % наблюдается рост нанотвердости и приведенного модуля упругости. Упрочнение матрицы происходит за счет нитевидных нанокрис-таллов, равномерно распределенных по объему материала.
Методом инструментального индентирования проведена оценка приведенного модуля упругости новой фазы, образованной вокруг включения в образцах с концентрацией 5, 10, 15 вес. % Т1Б2. На рис. 10, а. в качестве примера приведена отсканированная область 40 х 40 мкм2 после индентирования для образца при концентрации керамики Т1Б2 15 вес. %. На рис. 10, б представлена карта распределения приведенного модуля упругости, на которой видно, что более яркие квадраты имеют приведенный модуль упругости порядка 330 ГПа, что соответствует характеристикам включения, более темные области, находящиеся рядом с включением, имеют средний модуль упругости порядка 195 ГПа, что соответствует появлению новой фазы. Самые темные области — это матрица, ее модуль упругости порядка 140 ГПа.
Проведем оценку эффективного модуля Юнга гетерогенной структуры на всем интервале объемной концентрации, опираясь на работу [36], в которой найдены эффективные коэффициенты, интегрально учитывающие микроструктуру сис-
темы (физические свойства и характерные размеры фаз) в явном виде. Данные эффективные коэффициенты для двухфазной гетерогенной среды в частном анализируемом случае у = 1 имеют вид
K = cK + c1K1 -
c^(Kx - K2)2 * c1K2 + c2 K1 + 4/3 Ц*
ц = сщ + c2^ 2 c1c2(^1 2)2
с1ц2 + с2ц + ц (9К + 8ц )/[6(К + 2 ц )]
где с1, с2 — объемные концентрации фаз (с1 + с2 = 1); К1, К2 — объемные модули упругости фаз; ць ц2 — сдвиговые модули упругости фаз.
Используя приведенные эффективные коэффициенты, построим зависимость эффективного модуля Юнга, нормированного на модуль Юнга Т164 от объемной концентрации фазы включений. Фазами включений являются Т1Б и Т1Б2. Соответствующая зависимость представлена на рис. 11. Кривая 1 характеризует асимптотику, при которой вся исходная концентрация Т1Б2 не вступала в химические реакции; кривая 2 характеризует асимптотику, при которой весь исходный титан в результате химической реакции из фазы Т1Б2 превратился в фазу Т1Б. За модуль Юнга Т164 примем Е1 = 143 ГПа, коэффициент Пуассона у1 = 0.32; модуль Юнга Т1Б считаем равным Е2 = 482 ГПа [37], коэффициент Пуассона у2 = 0.2; модуль Юнга Т1Б2 Е3 = 550 ГПа, коэффициент Пуассона у3 = 0.11 [37]. Представленные формулы для эффективных коэффициентов являются неявными и взаимозависимыми, кривые на рис. 11 построены на основе использования пакета МЛТЬЛБ. Следует отметить, что кривые 1 и 2
Рис. 11. Зависимость эффективного модуля Юнга, нормированного на модуль Юнга Т164 от объемной концентрации фазы включений Т1Б2 (1) и Т1Б (2); асимптотика, при которой вся исходная матричная фаза Т164 перешла в предсказываемую фазу с увеличенными упругими параметрами (5). Точками обозначены данные, найденные методом индентирова-ния, крестами обозначен расчет для трехфазного гетерогенного материала
формируют достаточно узкую вилку, в особенности при малых концентрациях включений. Однако при построении данных кривых не учитывались следующие особенности итогового гетерогенного материала: наличие Т1Б в виде нитевидных кристаллов, наноразмер Т1Б и другие фазовые превращения с учетом протекания процесса растворения.
Оценим эффективные коэффициенты, учитывая образование новой фазы, предсказанной методом индентирования. Объемную концентрацию фазы включений нитевидных кристаллов Т1Б, полученную в результате протекания химической реакции, запишем в виде с2(Д/) = 4/3 л&>М2, где М2 — концентрация включений Т1Б; Я2 — характерный размер включений Т1Б; А/ — время воздействия управляемого лазерного воздействия на формируемый гетерогенный материал (далее А/ опускается).
Объемную концентрацию предсказываемой новой фазы оценим следующим образом:
с3 = 4/3 п(Я33 - Л|)М2, где 4/3 — характерный объем элементарного структурного элемента новой фазы, включающий объем включения Т1Б. Для определения с3 как функции от с2 нужно оценить отношение Я3/ Я2. Согласно проведенному индентированию отношение Я3/ Я2 = 1.5-2. Найденное отношение является следствием анализа соотношения количества площадок с измеренными на них модулями Юнга. Соответствующие площадки представлены на рис. 10, б. Исходя из проведенной оценки, имеем объемную концентрацию третьей фазы: съ/ с2 = 3.4 - 8.
С учетом проведенной оценки, начиная с концентрации с2 ~ 0.1-0.3, вся исходная матрица Т164 может считаться новой фазой, предсказанной методом индентирования. При этом формула для оценки объемной концентрации образованной новой фазы представлена для случая невзаимодействующих шаров, что является недостатком проведенной оценки.
На рис. 11 кривая 5 соответствует асимптотическому случаю, при котором вся исходная матричная фаза Т164 перешла в фазу с увеличенными упругими параметрами Е1 = 195 ГПа, у1 = 0.32, т.е. рассматривается двухфазный гетерогенный материал, в котором матричной фазой является предсказанная методом индентирования новая фаза. Второй фазой при этом являются образованные в процессе химической реакции нитевидные крис-
Рис. 12. Зависимость микротвердости НУ03 покрытия от концентрации Т1Б2 в исходной смеси: Т164 (1); Т164-5 % Т1Б2 (2), Т164-10 % Т1Б2 (3), Т164-15 % Т1Б2
(4)
таллы Т1Б. Эффективный модуль Юнга также нормирован на модуль Юнга Т164.
Рассчитан также эффективный модуль Юнга для анализируемого гетерогенного материала, при котором он считается трехфазным, состоящим из исходной фазы Т164, предсказанной новой фазы и нитевидных кристаллов Т1Б (на основе табл. 1 предполагается, что исходного соединения Т1Б2 в итоговом гетерогенном материале не осталось). Соотношение между объемными концентрациями исходной фазы Т164 и предсказанной новой фазой взято с3/ с2 = 5.7. Расчет сделан для трех исследуемых в работе концентраций: 5, 10 и 15 % Т1Б2. Для трехфазного гетерогенного материала [38] имеются формулы 3 с.
У-г-"-!- = 1
/ , / -I- I -Л- -Л. 1 -I
"1 + 3К (К,/К - 1)/(3К + 4ц )
3
У-
= 1,
Ш + 6(К + 2ц )(ц,./ц - 1)/[5(3К + 4ц )]
полученные в рамках метода самосогласованного поля (в частном случае двухфазного гетерогенного материала данные формулы сводятся к [36]). Результат представлен на рис. 11.
Увеличение приведенного модуля Юнга и на-нотвердости титановой матрицы связано с увеличением концентрации Т1Б2 в исходной смеси и образованием нитевидных нано- и микрокристаллов Т1Б.
На рис. 12 показано изменение микротвердости при различном содержании керамики Т1Б2 в исходной смеси. Микротвердость титаноматрич-ного композита увеличивается с добавлением Т1Б2 с 388 НУ для 0 мас. % Т1Б2 до 677 НУ для 15 % Т1Б2, что согласуется с изменением микроструктуры (рис. 5) и увеличением количества продуктов взаимодействия исходных компонен-
Рис. 13. Зависимость коэффициента трения от времени испытания покрытий: Т164 (1); Т164-5 % Т1Б2 (2), Т164-10 % Т1Б2 (3), Т164-15 % Т1Б2 (4) (цветной в он-лайн-версии)
тов, а также данными инструментального инден-тирования.
7. Трибологические испытания
На рис. 13 показано изменение коэффициента трения с различным содержанием керамики Т1Б2 в исходной смеси при времени испытания 60 мин.
Среднее значение коэффициента трения СБ для покрытия без керамики составляет 0.377. Данное значение было получено как усредненный показатель коэффициента трения для участка испытаний после первичной (первые 15 мин) приработки пары трения. Для титаноматричного композита при концентрации керамики Т164-5 % Т1Б2 СБ ~0.245, Т164-10 % Т1Б2 СБ ~0.309 и Т164-15 % Т1Б2 СБ ~ 0.310.
Весовая концентрация В, % 5 10
20
3000
^ 2500
2000
3 1500
1000
1 1
ю ей ч н к со О
с и С о «
670 °С 540 + 10°( Ь4 Т1В 1
-то Т1В _
—(а -то 884 + 2°(
о
10
20
30
40
50
Атомная концентрация В,
Рис. 14. Диаграмма состояния системы ТьБ [39] (цветной в онлайн-версии)
с
Таблица 3. Расчет количества атомов бора и титана при разных начальных концентрациях керамики в порошковой смеси
Исходная смесь Количество атомов бора Количество атомов титана Атомная концентрация бора в смеси, %
Ш4 + 5 % ПВ2 0.9 • 1023 11.2 • 1023 7
Ш4 + 10 % ПВ2 1.7 • 1023 11.1 • 1023 13
Ш4 + 15 % ПВ2 2.6 • 1023 11.0 • 1023 19
8. Обсуждение результатов
На рис. 14 представлена диаграмма состояния системы ТьВ [39]. При добавлении бора с концентрацией до 8 % образуется Т + эвтектика (Т + Т1В), на 8-40 % образуется эвтектика (Т + Т1В) + отдельные кристаллы Т1В.
Ввиду этого проведем оценочные расчеты начальной концентрации бора для полученных образцов. В табл. 3 представлены расчеты количества атомов бора и титана при разных начальных концентрациях керамики в порошковой смеси.
Видно, что при 5 мас. % содержания керамики Т1В2 в начальной порошковой смеси расчетная концентрация бора составляет 7 ат. %, что меньше пороговой (8 ат. %). В результате в данном случае формируется доэвтектический состав (рис. 13) с образованием нитевидных нанокристаллов Т1ВШ, что подтверждается электронной микроскопией (рис. 5, а). Однако при концентрации керамики Т1В2 10 мас.% в исходной смеси расчетная доля бора составляет уже 13 ат. %, что удовлетворяет условию образования заэвтектического материала с формированием нитевидных микрокристаллов TiBw (рис. 5, б).
Свободная энергия Гиббса образования ^В и ^В2 составляет примерно -40 и -60 ккал/моль [40, 41], АО образования ^В2 имеет наибольшее
отрицательное значение, Т и ^В2 реагируют с образованием ^В из-за меньшего отрицательного значения свободной энергии (АО ~-10 ккал/моль). Диффузия В из ^В2 в матрицу Т и скорость роста ^В очень высоки, и, следовательно, конечным продуктом является ^В вместо ^В2 (рис. 15).
Согласно рентгенофазовому анализу, в нашем случае образовалось большее количество фазы ^В, чем ^В2. Синхротронное излучение позволило четко определить наличие а- и Р-Т^ причем, согласно [14], в-Т обладает превосходной пластичностью. Однако во многих работах, как правило, наблюдают только а- и а'-Т при лазерном выращивании сплава ^64 [42]. Это связано, в первую очередь, с высокой скоростью охлаждения, характерной для аддитивных технологий. При лазерном воздействии на порошковую смесь ^В2/ ^64 происходит расплавление материала. Высокая скорость охлаждения, характерная для процесса поверхностной лазерной наплавки, приводит к большому градиенту температуры в ванне расплава, что обуславливает высокий градиент поверхностного натяжения и конвекцию Маран-гони, которая определяется числом Марангони. Число Марангони представляет собой отношение силы поверхностного натяжения к силе вязкого трения и является мерой силы конвективного потока жидкого металла в расплавленной ванне:
Рис. 15. Схематическая иллюстрация формирования титаноматричного композита при различной концентрации ^В2 в исходной смеси: ^64-5 % ^В2 (а), ^64-10 % ^В2 (б), ^64-15 % ^В2 (в) (цветной в онлайн-версии)
Ма = -
ау ьм
аТ ца
где ц — вязкость; а — температуропроводность сплава; Ь — характерная длина ванны расплава, за которую принимается ширина ванны расплава; АТ — разница между максимальной температурой внутри ванны и температурой солидуса сплава; ау/аТ — чувствительность поверхностного натяжения к температуре. Увеличение концентрации керамики Т1Б2 в исходной смеси приведет к увеличению вязкости расплава и снижению конвекции Марангони.
В то же время Т1Б2, по сравнению с Т1, обладает более высоким коэффициентом поглощения лазерного излучения [17, 43], что приводит к улучшению общей лазерной поглощающей способности порошковой смеси Т1Б2/Т1. Увеличение содержания Т1Б2 в исходной смеси позволило увеличить коэффициент поглощения при одинаковом подводе лазерной энергии, тем самым увеличивая поглощенную энергию, температуру в ваннах расплава и число Ма, что вызвало более интенсивное перемешивание материала и более активное протекание реакции Т1+Т1Б2 ^ 2Т1Б с формированием в основном нитевидных кристаллов Т1Б.
Керамика Т1Б2 растворялась в жидком титане. Если жидкость имела доэвтектический состав, первым кристаллизовался титан, после чего кристаллизовалась эвтектика. Если жидкость получалась заэвтектической, сначала кристаллизовался первичный Т1Б, после чего кристаллизовалась эвтектика.
Однако стоить заметить, что Т1Б2 не полностью прореагирует с Т1. Электронная микроскопия и рентгенофазовый анализ фиксируют увеличение концентрации Т1Б2 в титаноматричном композите (табл. 1, рис. 6, 8). Т1Б2 не успевал раствориться, оставался плавать в ванне расплава до ее кристаллизации. Этот эффект, по-видимому, связан с неравновесностью протекания процессов кристаллизации в результате лазерного воздействия и снижения числа Марангони.
После перемещения лазерного луча в следующую позицию ванна расплава начинает затвердевать. Первичный Р-Т1 согласно диаграмме Т1-Б (рис. 14) будет зарождаться и расти из жидкой фазы, при этом эвтектика Т1Б и Р-Т1 будут зарождаться и расти одновременно. Когда температура достигает примерно 900 °С, фаза Р-Т1 начинает превращаться в фазу а-Т1. При этом после крис-
таллизации часть Р-Т1 остается, что подтверждается дифракционными данными (рис. 6, 8), при этом размер кристаллитов Р-Т1 уменьшается с возрастанием концентрации керамики Т1Б2 в исходной смеси.
Схематическая иллюстрация формирования титаноматричного композита при различной концентрации Т1Б2 в исходной смеси показана на рис. 15.
В зависимости от концентрации керамики Т1Б2 в исходной смеси можно получать высокие механические характеристики получаемого титано-матричного композита, по сравнению со сплавом Т164.
Снижение коэффициента трения для титано-матричного композита при концентрации керамики 5 % Т1Б2 связано с формированием нитевидных нанокристаллов Т1Б, увеличение коэффициента трения для концентрации керамики Т1Б2 10 и 15 % связано с формированием нитевидных микрокристаллов Т1Б. При этом увеличении концентрации Т1Б и Т1Б2 (табл. 1) концентрация керамики Т1Б2 15 % не приводит к изменению износостойкости по сравнению с концентрацией керамики Т1Б2 10 % в отличие от микротвердости (рис. 12).
Для получения низкого коэффициента трения необходимо формировать структуру, состоящую из нитевидных нанокристаллов (5 вес. % Т1Б2), а для получения высоких значений модуля Юнга и микротвердости необходимо формировать структуру, состоящую из нитевидных микрокристаллов (10 и 15 вес. % Т1Б2).
9. Выводы
В работе изучено влияние концентрации армирующих частиц в исходной смеси на физико-механические свойства титаноматричного композита на основе сплава Т164 и керамических частиц Т1Б2, полученного методом поверхностной лазерной наплавки. Показано, что при формировании титаноматричного композита Т164-Т1Б2 формируется сложная гетерогенная структура с образованием фазы Т1Б в виде нитевидных кристаллов. Показано, что в зависимости от начальной концентрации керамики Т1Б2 в исходной порошковой смеси могут формироваться как наноразмерные нитевидные кристаллы (образец с концентрацией 5 вес. % Т1Б2), так и микроразмерные нитевидные кристаллы (образцы с концентрацией 10 и 15 вес. % Т1Б2).
Показано влияние размера нитевидных кристаллов TiB на механические характеристики тита-номатричного композита. Установлено, что увеличение начальной концентрации TiB2 в исходной порошковой смеси приводит к возрастанию микротвердости титаноматричного композита Ti64-TiB2 с 388 HV03 (без керамического соединения) до 677 HV03 (образец с концентрацией i5 вес. % TiB2). С другой стороны, увеличение концентрации керамики TiB2 в исходной порошковой смеси приводит к повышению коэффициента трения титаноматричного композита Ti64-TiB2 с 0.245 (образец с концентрацией 5 вес. % TiB2) до 0.3i0 (образец с концентрацией i5 вес. % TiB2).
В результате проведенного индентирования показано, что в полученном гетерогенном материале имеется объем, не соответствующий свойствам соединения TiB2 и нитевидных микрокристаллов TiB, в котором упругие характеристики превышают упругие характеристики сплава Ti64. Образованная новая фаза является следствием протекания процессов химической реакции с растворением и образованием наномасштабных включений.
Финансирование
Исследование выполнено за счет гранта Российского научного фонда № 21-19-00733, https:// rscf.ru/project/21-19-00733/.
Благодарности
В работе использовалось оборудование ЦКП «СЦСТИ» на базе УНУ «Комплекс ВЭПП-4-ВЭПП-2000» в ИЯФ СО РАН и ЦКП «Механика» ИТПМ СО РАН.
Литература
1. Russell R., Wells D., Waller J., Poorganji B., Ott E., Nakagawa T., Seifi M. Additive Manufacturing for the Aerospace Industry. - Elsevier, 2019. - https://doi.org/ 10.1016/C2017-0-00712-7
2. Blakey-Milner B., Gradl P., Snedden G., Brooks M., Pitot J., Lopez E., Leary M., Berto F., du Plessis A. Metal additive manufacturing in aerospace: A review // Mater. Des. - 2021. - V. 209. - P. 110008. - https:// doi.org/10.1016/j.matdes.2021.110008
3. Hayat M.D., Singh H., He Z., Cao P. Titanium metal matrix composites: An overview // Compos. A. Appl. Sci. Manuf. - 2019. - V. 121. - P. 418-438.
4. Liu S., Shin Y.C. Additive manufacturing of Ti6Al4V alloy: A review // Mater. Des. - 2019. - V. 164. -P. 107552. - https://doi.Org/10.1016/j.matdes.2018. 107552
5. Wang Y., Li J., Dang C., Wang Y., Zhu Y. Influence of carbon contents on the structure and tribocorrosion properties of TiSiCN coatings on Ti6Al4V // Tribol. Int. - 2017. - V. 109. - P. 285-296. - https://doi.org/ 10.1016/J.TRIB0INT.2017.01.002
6. An Q., Huang L., Jiang S., Bao Y., Ji M., Zhang R., Geng L. Two-scale TiB/Ti64 composite coating fabricated by two-step process // J. Alloys Compd. -2018. - V. 755. - P. 29-40. - https://doi.org/10.1016/ j.jallcom.2018.05.002
7. Zhou J., Sun Y., Huang S., Sheng J., Li J., Agyenim-Boateng E. Effect of laser peening on friction and wear behavior of medical Ti6Al4V alloy // Opt. Laser Tech-nol. - 2019. - V. 109. - P. 263-269. - https://doi.org/ 10.1016/j.optlastec.2018.08.005
8. Liu Y., Ding Y., Yang L., Sun R., Zhang T., Yang X. Research and progress of laser cladding on engineering alloys: A review // J. Manuf. Process. - 2021. -V. 66. - P. 341-363. - https://doi.org/10.1016/j.jma pro.2021.03.061
9. Shamsaei N., Yadollahi A., Bian L., Thompson S.M. An overview of direct laser deposition for additive manufacturing. Part II: Mechanical behavior, process parameter optimization and control // Addit. Manuf. -2015. - V. 8. - P. 12-35. - https://doi.org/10.1016/j. addma.2015.07.002
10. Sing S.L., Huang S., Goh G.D., Goh G.L., Tey C.F., Tan J.H.K., Yeong W.Y. Emerging metallic systems for additive manufacturing: In-situ alloying and multi-metal processing in laser powder bed fusion // Progr. Mater. Sci. - 2021. - V. 119. - P. 100795. - https://doi. org/10.1016/j.pmatsci.2021.100795
11. Han C., Babicheva R., Chua J.D.Q., Ramamurty U., Tor S.B., Sun C.-N., Zhou K. Microstructure and mechanical properties of (TiB+TiC)/Ti composites fabricated in situ via selective laser melting of Ti and B4C powders // Addit. Manuf. - 2020. - V. 36. - P. 101466. https://doi.org/10.1016Zj.addma.2020.101466
12. Golyshev A., Malikov A., Orishich A., Gulov M., An-charov A. The effect of using repetitively pulsed laser radiation in selective laser melting when creating a metal-matrix composite Ti-6Al-4V-B4C // Int. J. Adv. Manuf. Technol. - 2021. - V. 117. - P. 1891-1904. -https://doi.org/10.1007/s00170-021-07842-5
13. Golyshev A., Orishich A. Microstructure and mechanical characterization of Ti6Al4V-B4C metal ceramic alloy, produced by laser powder-bed fusion additive manufacturing // Int. J. Adv. Manuf. Technol. - 2020. -V. 109. - P. 579-588. - https://doi.org/10.1007/ s00170-020-05509-1.
14. Huang L.J., Geng L., Peng H.-X. Microstructurally in-homogeneous composites: Is a homogeneous reinfor-
cement distribution optimal? // Progr. Mater. Sci. -2015. - V. 71. - P. 93-168. - https://doi.org/10.1016/ j.pmatsci.2015.01.002
15. Wang R., Gu D., Xi L, Lin K., Guo M., Zhang H. Selective laser melted TiB2/Ti6Al4V graded materials and first-principle calculations // Mater. Lett. - 2019. -V. 254. - P. 33-36. - https://doi.org/10.1016/j.matlet. 2019.07.015
16. Amuda M.O.H., Akinlabi E.T., Moolla M. Microstructure evolution in Ti6Al4V alloy laser cladded with pre-mix Ti + TiB2 powders // Mater. Today Proc. - 2017. -V. 4. - P. 763-773. - https://doi.org/10.1016/j.matpr. 2017.01.084
17. Chen C., Gu D., Dai D., Du L., Wang R., Ma C., Xia M. Laser additive manufacturing of layered TiB2/ Ti6Al4V multi-material parts: Understanding thermal behavior evolution // Opt. Laser Technol. - 2019. -V. 119. - P. 105666. - https://doi.org/10.1016Zj.optlas tec.2019.105666
18. Shishkovsky I., Kakovkina N, Sherbakov V. Graded layered titanium composite structures with TiB2 inclusions fabricated by selective laser melting // Compos. Struct. - 2017. - V. 169. - P. 90-96. - https://doi.org/ 10.1016/j.compstruct.2016.11.013
19. Cai C., Radoslaw C., Zhang J., Y an Q., Wen S., Song B., Shi Y. In-situ preparation and formation of TiB/Ti-6Al-4V nanocomposite via laser additive manufacturing: Microstructure evolution and tribological behavior // Powder Technol. - 2019. - V. 342. -P. 73-84. - https://doi.org/10. 1016/j.powtec.2018.09. 088
20. Patil A.S., Hiwarkar V.D., Verma P.K., Khatirkar R.K. Effect of TiB2 addition on the microstructure and wear resistance of Ti-6Al-4V alloy fabricated through direct metal laser sintering (DMLS) // J. Alloys Compd. -2019. - V. 777. - P. 165-173. - https://doi.org/10. 1016/j.jallcom.2018.10.308
21. Gao Q., Yan H., Qin Y., Zhang P., Guo J., Chen Z., Yu Z. Laser cladding Ti-Ni/TiN/TiW+TiS/WS2 self-lubricating wear resistant composite coating on Ti-6Al-4V alloy // Opt. Laser Technol. - 2019. -V. 113. - P. 182-191. - https://doi.org/10.1016/j.opt lastec.2018.12.046
22. Yan H., Liu K., Zhang P., Zhao J., Qin Y., Lu Q., Yu Z. Fabrication and tribological behaviors of Ti3SiC2/ Ti5Si3/TiC/Ni-based composite coatings by laser cladding for self-lubricating applications // Opt. Laser Technol. - 2020. - V. 126. - P. 106077. - https://doi. org/10.1016/j.optlastec.2020.106077
23. Kenel C., Grolimund D., Li X., Panepucci E., Samson V.A., Sanchez D.F., Leinenbach C. In situ investigation of phase transformations in Ti-6Al-4V under additive manufacturing conditions combining laser melting and high-speed micro-X-ray diffraction // Sci. Rep. - 2017. - V. 71. - P. 7:1-10. - https://doi.org/10. 1038/s41598-017-16760-0
24. Huang J.Y., Chang C.H., Wang W.C., Chou M.J, Tseng C.C., Tu P.W. Systematic evaluation of selective fusion additive manufacturing based on thermal energy source applied in processing of titanium alloy specimens for medical applications // Int. J. Adv. Manuf. Technol. - 2020. - V. 109. - P. 2421-2429. - https:// doi.org/10.1007/s00170-020-05797-7
25. Fomin V.M., Brusentseva T.A., Golyshev A.A., Mali-kovA.G., Mishin A.V., Orishich A.M., Filippov A.A. Creation of a heterogeneous material based on the titanium alloy and titanium boride by selective laser melting // J. Appl. Mech. Tech. Phys. - 2021. - V. 62. - P. 752759. - https://doi.org/10.1134/S0021894421050060
26. Golyshev A.A., Orishich A.M., Filippov A.A. Similarity laws in laser cladding of cermet coatings // J. Appl. Mech. Tech. Phys. - 2019. - V. 60. - P. 758-767. -https://doi.org/10.1134/S0021894419040217
27. Ancharov A.I., Manakov A.Y., Mezentsev N.A., Toloch-ko B.P., Sheromov M.A., Tsukanov V.M. New station at the 4th beamline of the VEPP-3 storage ring // Nucl. Instrum. Meth. Phys. Res. Sect. A. Accel. Spectrom. Detect Assoc. Equip. - 2001. - V. 470. - P. 80-83. -https://doi.org/10.1016/S0168-9002(01)01029-4
28. Piminov P.A., Baranov G.N., Bogomyagkov A.V., Ber-kaev D.E., Borin V.M., Dorokhov V.L., Karnaev S.E., Kiselev V.A., Levichev E.B., Meshkov O.I., Mish-nev S.I., Nikitin S.A., Nikolaev I.B., Sinyatkin S.V., Vobly P.D., Zolotarev K.V., Zhuravlev A.N. Synchrotron radiation research and application at VEPP-4 // Phys. Proc. - 2016. - V. 84. - P. 19-26. - https://doi. org/10.1016/j.phpro.2016.11.005
29. Wu X., Liang J., Mei J., Mitchell C., Goodwin P.S., Voice W. Microstructures of laser-deposited Ti-6Al-4V // Mater. Des. - 2004. - V. 25. - P. 137-144. -https://doi.org/10.1016Zj.matdes.2003.09.009
30. Li P.-H., Guo W.-G., Huang W.-D., Su Y., Lin X., Yuan K.-B. Thermo mechanical response of 3D laser-deposited Ti-6Al-4V alloy over a wide range of strain rates and temperatures // Mater. Sci. Eng. A. - 2015. -V. 647. - P. 34-42. - https://doi.org/10.1016/j.msea. 2015.08.043
31. Azarniya A., Colera X.G., Mirzaali M.J., Sovizi S., Bartolomeu F., Weglowski S., Mare K., Weglowski S., Wits W.W., Yap C.Y., Ahn J., Miranda G., Silva F.S., Hosseini H.R.M., Ramakrishna S., Zadpoor A.A. Additive manufacturing of Ti-6Al-4V parts through laser metal deposition (LMD): Process, microstructure, and mechanical properties // J Alloys Compd. - 2019. -V. 804. - P. 163-191. - https://doi.org/10.1016/j.jall com.2019.04.255
32. An Q., Huang L.J., Bao Y., Zhang R., Jiang S., Geng L., Xiao M. Dry sliding wear characteristics of in-situ TiBw/Ti6Al4V composites with different network parameters // Tribol. Int. - 2018. - V. 121. -P. 252-259. - https://doi.org/10.1016/j.triboint.2018. 01.053
33. Zhang H., Wang B., Zhang L., Zhang F. Preparation and high-temperature oxidation behavior of a nano-scale remelting layer on TiBw/TC4 composites by electron beam remelting // Vacuum. - 2022. -V. 201. - P. 111078. - https://doi.org/10.1016/j. vacuum.2022.111078
34. Rempel A.A. Nanotechnologies. Properties and applications of nanostructured materials // Russ. Chem. Rev. - 2007. - V. 76. - P. 435-461. - https://doi.org/ 10.1070/RC2007V076N05ABEH003674/XML
35. Krill C.E., Birringer R. Estimating grain-size distributions in nanocrystalline materials from X-ray diffraction profile analysis // Philos. Mag. A. - 2009. -V. 77. - P. 621-640. - http://dx.doi.org/101080/01418 619808224072
36. MishinA.V. Generalized derivative and its use for analysis of the microstructure of a heterogeneous medium // Sib. Zhurn. Ind. Math. - 2021. - V. 24. - No. 4. -P. 79-96. - https://doi.org/10.33048/SIBJIM.2021.24. 406
37. Morsi K., Patel V.V. Processing and properties of titanium-titanium boride (TiBw) matrix composites—A review // J. Mater. Sci. - 2007. - V. 42. - https://doi. org/10.1007/s10853-006-0776-2
38. Шермергор Т.Д. Теория упругости микронеоднородных сред. - М.: Наука, 1977.
39. Tamirisakandala S., Miracle D., Srinivasan R., Guna-sekera J. Titanium alloyed with boron // Adv. Mater. Process. - 2006. - V. 164. - No. 12. - P. 41-43. -https://corescholar.libraries.wright.edu/mme/142.
40. Panda K.B., Ravi Chandran K.S. Synthesis of ductile titanium-titanium boride (Ti-TiB) composites with a beta-titanium matrix: The nature of TiB formation and composite properties // Metall. Mater. Trans. A. -2003. - V. 34. - P. 1371-1385. - https://doi.org/10. 1007/s11661-003-0249-z
41. Li Y., Xu H., Xia Q., Liu X. First-principles calculation of structural and thermodynamic properties of titanium boride // J. Cent. South. Univ. Technol. - 2011. -V. 18. - P. 1773-1779. - https://doi.org/10.1007/ s11771-011-0901-5
42. Jin J., Zhou S., Zhao Y., Zhang Q., Wang X., Li W., Chen D., Zhang L.-C. Refined microstructure and enhanced wear resistance of titanium matrix composites produced by selective laser melting // Opt. Laser Technol. - 2021. - V. 134. - P. 106644. - https://doi.org/ 10.1016/J.0PTLASTEC.2020.106644
43. Wang R., Gu D., Chen C., Dai D., Ma C., Zhang H. Formation mechanisms of TiB2 tracks on Ti6Al4V alloy during selective laser melting of ceramic-metal multimaterial // Powder Technol. - 2020. - V. 367. - P. 597607. - https://doi.org/10.1016/j.powtec.2020.04.027
Поступила в редакцию 08.02.2023 г., после доработки 25.09.2023 г., принята к публикации 02.10.2023 г.
Сведения об авторах
Фомин Василий Михайлович, д.ф.-м.н., ак. РАН., научн. рук., зав. лаб. ИТПМ СО РАН, fomin@itam.nsc.ru
Маликов Александр Геннадьевич, к.т.н., зав. лаб. ИТПМ СО РАН, smalik@ngs.ru
Голышев Александр Анатольевич, к.ф.-м.н., снс ИТПМ СО РАН, alexgol@itam.nsc.ru
Булина Наталья Васильевна, к.ф.-м.н., снс ИХТТМ СО РАН, d8-advance@yandex.ru
Гулов Михаил Александрович, инж.-иссл. ИТПМ СО РАН, gulovy@mail.ru
Витошкин Игорь Евгеньевич, мнс ИТПМ СО РАН, igor.vitoshkin.97@mail.ru
Брусенцева Татьяна Александровна, к.ф.-м.н., нс ИТПМ СО РАН, brusentseva@itam.nsc.ru
Филиппов Артем Александрович, мнс ИТПМ СО РАН, filippov@itam.nsc.ru
Мишин Алексей Владимирович, инж.-иссл. ИТПМ СО РАН, aleksey-mishin94@mail.ru
