Electron beam impact on microstructure and microhardness of Ti–6Al–4V titanium alloy produced by wire electron-beam additive manufacturing technology and selective laser alloying at simulation of electronic-beam welding

Толық мәтін

ВВЕДЕНИЕ

Легкость, высокая прочность в интервале температур от криогенных (–250°С) до умеренно высоких (300–600°С) и отличная коррозионная стойкость обеспечивают титановым сплавам хорошие перспективы применения в качестве конструкционных материалов во многих областях, в частности, в авиации и отраслях транспортного машиностроения [1]. Одним из широко применяемых в авиастроении (более 50% изделий) сплавов является титановый сплав Ti–6Al–4V [2, 3].

Для сварки прокатанных титановых сплавов, как правило, применяется электронно-лучевая сварка (ЭЛС) [4–6]. В сварном соединении выделяют три зоны: зону шва сварного (СШ), зону термического влияния (ЗТВ) и зону основного металла (ОМ). В зоне СШ по сравнению с зоной ОМ изменяется фазовый состав, например, в сплаве Ti–6Al–4V образуется структура α′-мартенсита [5, 6] и алюминиды титана γ-TiAl и Ti₃Al. Микротвердость зоны СШ становится больше микротвердости зоны ОМ [5, 6]. В зоне СШ сплава Ti–6Al–4V также возникают упругие макронапряжения растяжения [4]. С удалением от зоны СШ в ЗТВ объемная доля α′-мартенсита уменьшается, и упругие макронапряжения растяжения заменяются на макронапряжения сжатия [4].

Для сварки изделий из сплава Ti–6Al–4V, полученных аддитивными технологиями, также применяется ЭЛС. При ЭЛС-микроструктура в зоне СШ определяется микроструктурой зоны ОМ [7]. Среди аддитивных технологий электронно-лучевая проволочная аддитивная технология (ЭЛАТ) является наиболее перспективной в связи с ее экономичностью [8]. Однако предел прочности ЭЛАТ-образцов не превышает 850 МПа. При использовании ЭЛС ширина зоны СШ в ЭЛАТ- образцах больше, чем в исходной кованой проволоке этого же сплава [9]. Это обусловлено спецификой микроструктуры ЭЛАТ-образцов по сравнению с микроструктурой исходной кованой проволоки. Микроструктура последней представлена первичными β-зернами, внутри которых имеются пластины α-фазы с зернограничными прослойками β-фазы.

В ЭЛАТ-образцах сплав Ti–6Al–4V имеет пластинчатую структуру как α-, так и α′-фаз [10]. По границам пластин α/α′-фазы располагаются прослойки либо β-фазы, либо двух фаз (β+α″), либо α″-фазы [10] в зависимости от локальной концентрации ванадия в этих фазах [11]. Поперечные размеры пластинчатых зерен α/α′-фазы составляют около 1 мкм. При ЭЛС ЭЛАТ-образцов сплава Ti–6Al–4V микроструктура в зоне СШ подобна микроструктуре в зоне ОМ [12]. Отличие в микроструктуре зон СШ и ОМ состоит в том, что поперечные размеры анизотропных первичных β-зерен и пластин α/α′-фазы в зоне СШ меньше, чем в зоне ОМ.

Технология селективного лазерного сплавления (СЛС) позволяет увеличить механические характеристики сплава Ti–6Al–4V. Предел прочности СЛС-образцов этого сплава превышает 1200 МПа [8, 13]. Увеличение предела прочности обусловлено тем, что при СЛС образуются пластины α′-фазы с поперечным размером около 0.1 мкм. При отжиге в СЛС-образцах сплава происходит образование зернограничных прослоек β-фазы по границам пластин α-фазы вследствие фазового превращения α′→α+β [14]. Однако механические характеристики СЛС-образцов остаются высокими из-за того, что средние размеры пластин α/α′-фазы при отжиге не изменяются. В отличие от ЭЛАТ-образцов сплава Ti–6Al–4V влияние ЭЛС на микроструктуру и микротвердость изделий, полученных технологией СЛС, мало изучено. В связи с этим задача исследования микроструктуры, упругих макронапряжений и микротвердости в сварных соединениях образцов сплава Ti–6Al–4V, напечатанных с использованием СЛС-технологий, является актуальной, особенно в сравнении со сварными соединениями ЭЛАТ-образцов этого же сплава. На первом этапе задачей настоящей работы является исследование воздействия электронного луча, имитирующего ЭЛС, на микроструктуру и микротвердость образцов сплава Ti–6Al–4V, полученных ЭЛАТ- и СЛС-технологиями.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

3D-печать сплава Ti–6Al–4V осуществляли с использованием ЭЛАТ и технологии СЛС. ЭЛАТ- образцы сплава Ti–6Al–4V в форме параллелепипеда с размерами 25 мм × 25 мм × 70 мм были изготовлены на установке для проволочного электронно-лучевого аддитивного производства (ИФПМ СО РАН, Томск, Россия). Процесс 3D-печати ЭЛАТ заготовок заключался в плавлении проволоки Ti–6Al–4V диаметром 1.6 мм в вакууме 1.3×10^-3 Па электронной пушкой с плазменным катодом при ускоряющем напряжении 30 кВ. Ток пучка варьировали в диапазоне 17–24 мА. Расстояние между электронной пушкой и титановой опорной плитой составляло 630 мм. Подачу проволоки осуществляли со скоростью 2 м/мин под углом 35° к поверхности подложки. Стратегия печати выполнялась по траектории меандра с зеркальным наплавлением слоев. Расстояние между соседними треками в пределах одного слоя составляло ~ 2 мм. После наплавки каждого слоя опорная плита опускалась на 1.5 мм. После окончания процесса 3D-печати из заготовок Ti–6Al–4V методом электроискровой резки были вырезаны образцы с размерами 10 мм × 10 мм × 70 мм.

СЛС-образцы Ti–6Al–4V с размерами 10 мм×10 мм×100 мм были изготовлены на установке EOSINT M280 (EOS Electro Optical Systems, Мюнхен, Германия) путем послойного плавления порошка Ti–6Al–4V (AP&C, Канада) со средним размером 30 мкм. Селективное лазерное сплавление проводили Yb-волоконным лазером с мощностью излучения 200 Вт в атмосфере аргона (для предотвращения окисления порошка). В качестве подложки использовали титановую пластину толщиной 10 мм. После изготовления СЛС-образцы Ti–6Al–4V подвергали отжигу в вакууме при температуре 600°С в течение 2 ч.

Имитацию ЭЛС в режиме проплавления проводили путем однопроходного перемещения электронного луча в направлении, перпендикулярном направлению построения ЭЛАТ- и СЛС-образцов. Параметры электронного луча в процессе имитации электронно-лучевой сварки были следующие: сила тока пучка — 60 мА, ускоряющее напряжение — 40 кВ, скорость сварки — 15 мм/с, частота колебаний луча — 1000 Гц, диаметр пятна нагрева — 3 мм, развертка луча в виде спирали.

Упругие остаточные макронапряжения σ_//, параметры кристаллической решетки α/α′-фазы и ее упругую микродеформацию ε, а также объемную долю фаз в зонах СШ и ОМ определяли методами рентгеноструктурного анализа (РСА) на дифрактометре Shimadzu XRD-7000. Дифрактограммы получали методом симметричной съемки [15] с использованием Cu K_α-излучения. Съемку проводили на поперечных сечениях образцов в сварных швах, структура которых представлена на рис. 1.

 

Рис. 1. Оптические изображения структуры имитированных сварных швов в поперечных сечениях образцов, полученных с использованием ЭЛАТ (а) и технологии СЛС (б).

 

При оценке остаточных макронапряжений σ_// и упругой микродеформации ε кристаллической решетки α-фазы в качестве эталона принимали образец прокатанного сплава Ti–6Al–4V, отожженного при температуре 600°С в течение 6 часов. Объемную долю β-фазы и оксида TiO₂ оценивали как отношение интегральной интенсивности пиков этих фаз к интегральной интенсивности пиков всех фаз.

Микроструктуру имитированных сварных швов в 3D-напечатанных образцах сплава Ti–6Al–4V изучали с помощью оптического микроскопа Zeiss Axiovert 40 МАТ и электронного микроскопа JEM 2100 в вершине шва. Для металлографических исследований шлифованную и полированную поверхность титановых образцов подвергали предварительному травлению в реагенте Кролла (2% HF, 2% HNO3, и 96% H2O).

Приготовление фольг для исследования микроструктуры методами просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) осуществляли ионным утонением на установке Joel Ion Slicer EM-09100 1S. Для идентификации фаз применяли темнопольную методику.

Микротвердость по Виккерсу измеряли с использованием твердомера ПМТ-3 при нагрузке 0.4905Н.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

На оптических изображениях микроструктуры имитированных сварных швов можно выделить три зоны: зону СШ, ЗТВ и зону ОМ (см. рис. 1). Ширина зон СШ и ЗТВ в ЭЛАТ и СЛС образцах практически одинакова и составляет 2 мм и 1.4 мм соответственно.

На рис. 2а–в представлены оптические изображения микроструктуры зон СШ, ЗТВ и зоны ОМ в ЭЛАТ образце. В зоне СШ первичные β-зерна имеют изотропную форму и размер ≈ 0.2 мм, в зонах ЗТВ и ОМ — анизотропную форму и поперечный размер зерна ≈ 0.9 мм. Светлая полоса на рис. 2а между зонами СШ и ЗТВ представляет собой зону сплавления.

 

Рис. 2. Оптические изображения микроструктуры первичных β-зерен в зонах СШ (а), ЗТВ (б) и ОМ (в) в образце сплава Ti–6Al–4V, полученного с использованием ЭЛАТ.

 

В СЛС-образце в зонах СШ, ЗТВ и ОМ первичные β-зерна имеют анизотропную форму и поперечный размер ≈ 1 мм в зоне СШ и ≈ 0.3 мм в зонах ЗТВ и ОМ (рис. 3а–в).

 

Рис. 3. Оптические изображения микроструктуры первичных β-зерен в зонах СШ (а), ЗТВ (б) и ОМ (в) в образце сплава Ti–6Al–4V, полученного с использованием технологии СЛС.

 

Таким образом, в зоне СШ ЭЛАТ-образца происходит уменьшение, тогда как в СЛС-образце — увеличение поперечных размеров первичных β-зерен анизотропной формы по сравнению с зоной ОМ.

Первичные β-зерна имеют внутреннюю пластинчатую (игольчатую) структуру во всех зонах имитированного сварного шва как в ЭЛАТ-образце (рис. 2), так и в СЛС-образце (рис. 3).

Металлографически выявляемая пластинчатая структура в титановых сплавах может быть как двухфазной (α+β) [10, 11], так и однофазной α′- мартенситной [13].

Известно [16–18], что размер первичных β-зерен в титановых сплавах определяется скоростью охлаждения: чем больше скорость охлаждения, тем меньше размер первичных β-зерен. Таким образом, скорость охлаждения ванны расплава в имитированном сварном шве ЭЛАТ-образца больше, а в шве СЛС-образца — меньше скорости охлаждения исходного образца в процессе 3D-печати (зона ОМ). При этом скорость охлаждения ванны расплава в шве СЛС-образца меньше, чем в шве ЭЛАТ-образца.

Для субмикрокристаллического титана в [19] показано, что чем меньше размер зерен, тем меньше теплопроводность. В СЛС-образце в зоне ОМ размеры первичных β-зерен и α/α′-пластин втрое меньше, чем в зоне ОМ в ЭЛАТ-образце.

Это приводит к тому, что теплопроводность в зоне ОМ в СЛС-образце меньше, чем в ЭЛАТ-образце и, соответственно, скорость охлаждения ванны расплава в СЛС-образце меньше, чем в ЭЛАТ образце.

Дифрактограмма зоны имитированного СШ ЭЛАТ-образца отличается от дифрактограммы зоны ОМ усилением пика 100α, ослаблением пиков 102α и 201α и исчезновением пика 110α.

Это свидетельствует о появлении текстуры в α/α′-фазе в зоне СШ, отличной от текстуры в зоне ОМ. Оценки показали, что в зоне СШ объемная доля β-фазы уменьшилась вдвое и составила 2% (табл. 1).

 

Таблица 1. Микротвердость H_m, параметры кристаллической решетки α-фазы а и с и их отношение с/а, микродеформация e кристаллической решетки α-фазы, упругие остаточные макронапряжения σ_//, объемная доля δ остаточной β-фазы и оксида титана TiO₂ (брукита) в зонах ОМ и СШ имитированных сварных соединений образцов, полученных с использованием ЭЛАТ и технологии СЛC 3D-печати

Вид 3D-печати	Зона	Hμ, ГПа	Параметры решетки, нм		с/а	ε	σ//, ГПа	δ,%
			а	с				β	TiO2
ЭЛАТ	ОМ	4.5	0.2922	0.4685	1.603	0.0003	–0.8	4	–
	СШ	5.1	0.2919	0.4666	1.598	0.0025	–0.2	2	3
СЛC	ОМ	5.9	0.2924	0.4665	1.595	0.00006	–0.2	5	–
	СШ	5.9	0.2925	0.4666	1.595	–0.0008	–0.3	6	–

 

На дифрактограмме зоны СШ появились слабые пики оксида TiO₂ (брукита), объемная доля которого не превышает 3% (табл. 1).

Дифрактограмма зоны СШ СЛС-образца практически не отличается от дифрактограммы зоны ОМ по интенсивности пиков α-фазы. Это означает, что в зоне СШ наследуется текстура зеренной структуры зоны ОМ.

Объемная доля β-фазы в зонах СШ и ОМ СЛС-образца составляет 5–6%. Поэтому пластинчатая структура во всех зонах имитированного сварного соединения на оптических изображениях на рис. 3 представляет собой пластины α/α′-фазы с прослойками β-фазы по их границам.

Оценка остаточных упругих макронапряжений σ_// в зонах ОМ и СШ ЭЛАТ- и СЛС-образцов показала, что в зоне СШ ЭЛАТ-образца сжимающие упругие макронапряжения меньше, чем в зоне ОМ (табл. 1), тогда как в зоне СШ СЛС- образца они практически не изменяются по сравнению с зоной ОМ.

В зоне СШ из-за усадки металла при переходе его из жидкого состояния в твердое всегда возникают упругие макронапряжения растяжения. Возникновение в зонах как СШ, так и ОМ имитированных сварных соединений в ЭЛАТ- и СЛС-образцах упругих сжимающих макронапряжений свидетельствует о том, что знак и уровень макронапряжений в сварном соединении определяется не только усадочными термическими напряжениями. Можно полагать, что уменьшение макронапряжений сжатия в зоне СШ ЭЛАТ-образца произошло из-за увеличения объемной доли α′-мартенсита, что обусловлено высокой скоростью охлаждения в процессе воздействия электронным пучком.

Увеличение объемной доли α′-мартенсита в зоне СШ ЭЛАТ-образца сопровождается уменьшением объемной доли β-фазы (см. табл. 1). Аналогичное соотношение между объемными долями α′- и β-фаз наблюдалось в [14]. Как отмечалось выше, в зоне СШ СЛС-образца объемная доля β-фазы увеличивается по сравнению с зоной ОМ. Это является косвенным признаком того, что в зоне СШ объемная доля α′-мартенсита уменьшается.

Упругая микродеформация ε кристаллической решетки α-фазы в зоне СШ ЭЛАТ-образца больше, чем в зоне ОМ (см. табл. 1). Увеличение ε может быть обусловлено несколькими факторами: увеличением плотности дислокаций [15] из-за высокой скорости охлаждения зоны СШ и увеличением объемной доли α′-фазы [20]. Поскольку параметры решеток α- и α′-фаз в сплаве Ti–6Al–4V имеют близкие значения, то увеличение объемной доли α′-фазы приводит к уширению рентгеновских пиков α-фазы и, соответственно, к увеличению ε.

Уменьшение параметров решетки α-фазы в зоне СШ по сравнению с зоной ОМ в ЭЛАТ-образце (табл. 1) свидетельствует о том, что концентрация ванадия в α-фазе в зоне СШ больше, чем в зоне ОМ. Известно [21], что легирование ванадием титана приводит к уменьшению параметров решетки α-фазы. Поскольку растворимость ванадия в α′-фазе больше, чем в α-фазе, то увеличение концентрации ванадия в твердом растворе может служить признаком того, что в зоне СШ ЭЛАТ-образца объемная доля α′-фазы больше, чем в зоне ОМ. Уменьшение параметра решетки с в зоне СШ может быть также обусловлено уменьшением концентрации кислорода в твердом растворе. Следует отметить, что уменьшение параметра решетки с и отношения c/a сопровождается образованием оксида TiO₂.

Ранее проведенное методом ПЭМ исследование [12] микроструктуры зоны СШ сварного соединения ЭЛАТ-образца также выявило уменьшение поперечных размеров пластинчатых зерен α/α′-фаз по сравнению с их размерами в зоне ОМ и нанокристаллические частицы α″-фазы в этих зернах. Экстинкционные контуры вблизи этих частиц свидетельствуют о наличии упругих полей напряжений в α-фазе [12]. Возникновение α″-фазы внутри пластинчатых зерен в зоне СШ возможно вследствие распада α′-мартенсита [22].

В ЭЛАТ-образце уменьшение размеров первичных β-зерен в зоне СШ по сравнению с зоной ОМ сопровождается уменьшением поперечных размеров α/α′-пластин [12].

В СЛС-образце средние значения поперечных размеров α/α′-пластин в зоне СШ более чем вдвое больше, чем в зоне ОМ, и составляют 370 нм и 120 нм, соответственно (рис. 4а, б). Таким образом, увеличение размеров первичных β-зерен сопровождается увеличением поперечных размеров α/α′-пластин. Особенностью микроструктуры в зоне СШ является то, что в α/α′-пластинах наблюдаются a-зерна изотропной формы размером 90 нм (рис. 4б) и малоугловые границы с нанокристаллической α″-фазой (рис. 5). Концентрация ванадия в малоугловых границах составляет более 8 вес.%. Можно предположить, что образование α″-фазы на малоугловых границах внутри α′-пластин происходит при распаде α′-фазы вследствие фазового превращения α′→α. Из-за того, что растворимость ванадия в α-фазе меньше, чем в α′-фазе, при росте зародыша α-фазы происходит увеличение концентрации ванадия на тех малоугловых границах, что встречаются на пути фронта фазового превращения α′→α. Поскольку для образования α″-фазы достаточной является локальная концентрация ванадия до 6–8 вес.% [11], то на малоугловых границах образуется α″-фаза. Подобный процесс увеличения концентрации одного из элементов на границах антифазных доменов или на границах зерен происходит в бинарных упорядочивающихся сплавах нестехиометрического состава при фазовом превращении порядок-беспорядок [23, 24].

Микродеформация ε решетки α-фазы в зоне ОМ СЛС-образца составляет 0.00006 (табл. 1). Полуширина РСА-пиков в зоне СШ меньше, чем в эталоне. Это означает, что упругая микродеформация ε решетки α-фазы в зоне СШ имеет отрицательный знак (табл. 1). Уменьшение микродеформации e в зоне СШ по сравнению с зоной ОМ составляет ∆ε=0.00086. Оценка плотности дислокаций методом ПЭМ показала, что как в зоне СШ, так и в зоне ОМ плотность дислокаций одинакова и составляет 0.8×10⁸см^–2. Можно полагать, что уменьшение микродеформации ε α-фазы в зоне СШ СЛС-образца обусловлено уменьшением объемной доли α′-фазы. Параметры кристаллической решетки α-фазы а и с и их отношение с/а в зонах СШ и ОМ практически одинаковы (табл. 1). Это означает, что концентрация элементов в твердом растворе в зонах СШ и ОМ СЛС-образца не различается, а уменьшение ε в зоне СШ обусловлено другими факторами. Следует отметить, что в зоне шва не образуется TiO₂. Из сравнения данных (табл. 1) можно сделать вывод, что образование TiO₂ в СШ ЭЛАТ образца обусловлено содержанием кислорода в твердом растворе до сварки. Об этом свидетельствует то, что c/a в зоне ОМ в ЭЛАТ-образце больше, чем в СЛС-образце.

 

Рис. 4. Светлопольные электронно-микроскопические изображения микроструктуры в зонах ОМ (а) и СШ (б) в СЛС-образце.

 

Рис. 5. Электронно-микроскопические изображения микроструктуры СЛС-образца в зоне СШ: а — светлое поле, б — микродифракция, в — темное поле в рефлексе 003 оси зоны [1$\overline{\mathbf{1}}$0] α″, г — темное поле в совпадающих рефлексах 11$\overline{\mathbf{1}}$ оси зоны [1$\overline{\mathbf{1}}$0] α″ и 101 α.

 

На рис. 6 представлены распределения микротвердости в поперечном сечении ЭЛАТ- и СЛC-образцов. В ЭЛАТ-образце (рис. 6, кривая 1) микротвердость в зонах ЗТВ и СШ больше, чем в зоне ОМ. В СЛC-образце микротвердость в зонах СШ и ОМ одинакова (рис. 6, кривая 2). Увеличение микротвердости в зоне СШ ЭЛАТ-образца обусловлено увеличением объемной доли α′-фазы, уменьшением поперечных размеров α/α′-пластин, увеличением внутренних микронапряжений и образованием нанокристаллической α″-фазы внутри α/α′-пластин. Одинаковые значения микротвердости в зонах СШ и ОМ в СЛС-образце обусловлены тем, что в микроструктуре зоны СШ происходят изменения, влияющие разнонаправленно на микротвердость. Увеличение поперечных размеров α/α′-пластин и уменьшение внутренних микронапряжений, обусловленных уменьшением e, приводит к уменьшению микротвердости, тогда как образование изотропных зерен α-фазы размером не более 100 нм и нанокристаллической α″-фазы — к увеличению микротвердости.

 

Рис. 6. Распределения микротвердости в поперечных сечениях образцов сплава Ti–6Al–4V, полученных с использованием ЭЛАТ (1) и СЛС (2).

 

ВЫВОДЫ

1. При воздействии электронного пучка, имитирующего сварку, в зоне СШ СЛС-образца происходит увеличение, тогда как в зоне СШ в ЭЛАТ-образце — уменьшение поперечных размеров анизотропных первичных β-зерен и α/α′-пластин по сравнению с зоной ОМ.
2. Изменения в микроструктуре зоны СШ в СЛС-образце имеют как разупрочняющий, так и упрочняющий эффект. Это приводит к тому, что микротвердость в зоне СШ не изменяется по сравнению с микротвердостью в зоне ОМ.
3. Изменения в микроструктуре зоны СШ в ЭЛАТ-образце имеют упрочняющий эффект.
4. Электронный пучок, имитирующий электронно-лучевую сварку, и электронно-лучевая сварка приводят к одинаковому воздействию на микроструктуру металла шва в ЭЛАТ-образце сплава Ti–6Al–4V.

Работа выполнена в рамках государственного задания ИФПМ СО РАН, тема номер FWRW-2021-0010. Исследования выполнены с использованием оборудования ЦКП “Нанотех” ИФПМ СО РАН и ЦКП НОИЦ НМНТ ТПУ.

Авторы данной работы заявляют, что у них нет конфликта интересов.

Авторлар туралы

O. Perevalova

Institute of Strength Physics and Materials Science, Siberian Branch, Russian Academy of Sciences

Хат алмасуға жауапты Автор.
Email: perevalova52@mail.ru
Ресей, Tomsk, 634055

A. Panin

Institute of Strength Physics and Materials Science, Siberian Branch, Russian Academy of Sciences; National Research Polytechnic University

Email: perevalova52@mail.ru
Ресей, Tomsk, 634055; Tomsk, 634050

M. Kazachenok

Institute of Strength Physics and Materials Science, Siberian Branch, Russian Academy of Sciences

Email: perevalova52@mail.ru
Ресей, Tomsk, 634055

S. Martynov

Institute of Strength Physics and Materials Science, Siberian Branch, Russian Academy of Sciences

Email: perevalova52@mail.ru
Ресей, Tomsk, 634055

Әдебиет тізімі

Қосымша файлдар