Regularities of titanium alloy structure formation when forming macrodefects in the process of local nonstationary metal.pdf Введение Технологии аддитивного производства в последнее время представляют значительный интерес как для производителей, так и для исследователей. Для производителей в различных сферах промышленности аддитивные технологии могут позволить совершить огромный рывок в уменьшении сроков и экологичности изготовления деталей различного назначения. Например, для изготовления титановых шар-баллонов высокого давления аддитивное производство позволяет сократить затраты материалов за счет уменьшения количества операций, необходимых для получения детали, а также минимизации механических обработок. Это и другие преимущества делают аддитивные технологии качественной заменой традиционных методов производства. Известно, что существует целый ряд аддитивных технологий, отличающихся способами подачи сырьевого материала и источниками тепла, осуществляющими его плавление [1]. На основании данных критериев аддитивные технологии можно классифицировать следующим образом. Во-первых, это классификация по типу используемого источника, согласно которой аддитивные технологии делятся на лазерные, электронно-лучевые, дуговые, плазменные и др. [2-5]. Во-вторых, по типу сырьевого материала эти технологии можно разделить на порошковые и проволочные [6, 7]. В настоящей работе будет исследована технология проволочного электронно-лучевого аддитивного производства, которая характеризуется процессом локальной нестационарной металлургии, протекающим при нанесении слоев материала. Данный метод аддитивного производства хорошо зарекомендовал себя для изготовления крупногабаритных изделий из различных металлов и сплавов [8-10], в том числе из титановых сплавов [11, 12]. В литературе широко известно использование данной технологии для изготовления вышеупомянутых шар-баллонов высокого давления, кронштейнов и других деталей авиационного и ракетно-космического назначения [13]. Более того, в работе [14] продемонстрирована возможность использования электронно-лучевого аддитивного производства для ремонта и восстановления поврежденных деталей авиадвигателей. Благодаря довольно широкой применимости данного метода изучение особенностей процесса формирования изделий из различных материалов является актуальной задачей для многих исследователей по всему миру. При этом вопросы, связанные с геометрическими параметрами и стабильностью технологического процесса электронно-лучевого аддитивного производства, мало освещены в современной литературе. Однако известно, что данные факторы могут оказывать прямое влияние на структуру и свойства конечного изделия [15, 16]. Например, в работе [16] показано, как влияет траектория печати на процесс формирования вертикальных стенок из титанового сплава методом проволочного дугового аддитивного производства. Стабильность технологического процесса печати может определяться многими факторами. В данной работе в качестве критерия стабильности использована стабильность подачи проволочного филамента, а точнее, колебания филамента, которые могут непроизвольно возникать из-за технологических особенностей конструкции установок. Причиной такого поведения могут быть неточность позиционирования устройства подачи проволоки, малый радиус катушки с проволокой и другие факторы. Таким образом, цель данной работы - исследование структуры и механических свойств изделий в форме вертикальных стенок, в процессе печати которых происходило неконтролируемое колебание филамента. 1. Материалы и методы Образцы для исследований в форме вертикальных стенок были получены на экспериментальном оборудовании собственной разработки для электронно-лучевого аддитивного производства в Институте физики прочности и материаловедения СО РАН. Схема процесса 3D-печати показана на рис. 1, а. Схематическая иллюстрация колебаний филамента показана на рис. 1, б. В качестве сырья для печати была использована проволока из титанового сплава ВТ6 диаметром 1 мм. Печать производилась на подложке из технического титана ВТ1-0 толщиной 2.5 мм, установленной поверх стальной плиты толщиной 5 мм. Параметры печати образцов приведены в табл. 1. Стоит отметить, что в таблице приведено среднее значение тока электронного луча, а в процессе печати ток последовательно изменяется от 35.0 мА на первом слое до 28.0 мА на последних слоях. При печати использовалась развертка луча в форме кольца, чтобы обеспечить формирование ванны расплава, соизмеримой с необходимой шириной стенки. Рис. 1. Схема электронно-лучевого аддитивного производства (а) и схематическая иллюстрация колебаний проволоки в процессе печати (б): 1 - электронно-лучевая пушка; 2 - устройство подачи проволоки; 3 - печатаемый образец в форме вертикальной стенки; 4 - подложка, 5 - трехосевой стол; 6 - развертка электронного луча; 7 - траектория колебаний проволоки; НС - направление нанесения слоев; НР - направление роста стенки Таблица 1 Параметры 3D-печати образцов титанового сплава ВТ6 Параметр Ускоряющее напряжение U, кВ Ток луча , мА Линейная скорость печати V, мм/мин Диаметр развертки, мм Значение 30.0 31.5 220.0 5.0 Из полученных вертикальных стенок с помощью электроэрозионного станка вырезались образцы для металлографических исследований и лопатки для испытаний на растяжение, как показано на рис. 2. Измерение микротвердости проводилось на образцах для металлографических исследований. Исследования структуры образцов проводились с использованием металлографического микроскопа Альтами МЕТ 1С после предварительной подготовки поверхности, которая заключалась в шлифовании на абразивной бумаге разной зернистости, полировке на мягкой ткани с использованием алмазной пасты и последующем химическом травлении в реагенте Кролла в течение 40 с. Измерение микротвердости проводилось на микротвердомере Duramin 5 при нагрузке 100 г. Испытания на статическое растяжение выполнялись на универсальной испытательной машине УТС-110М-100. Лопатки для испытаний вырезались вдоль и поперек направления нанесения слоев со следующими геометрическими параметрами: общая длина 23 мм, длина рабочей части 12 мм, ширина рабочей части 2.5 мм, толщина лопатки 2 мм. Анализ фазового состава образцов проводился на рентгеновском дифрактометре ДРОН-7. Рис. 2. Фотография вырезки образцов для исследований: 1 - образцы для металлографических исследований; 2 - заготовки для лопаток на растяжение 2. Результаты и их обсуждение Как и ожидалось, образцы, полученные при колебаниях филамента, демонстрируют наличие макродефекта, а именно протяженного дефектного участка. Как показали металлографические исследования, дефектный участок стенки характеризуется уменьшением ее толщины до 4.0 мм при толщине бездефектного участка 6-7 мм. Данный факт может иметь определяющее значение для эксплуатации изделия с таким типом дефекта, так как обычно они должны обладать необходимыми допусками геометрических размеров для последующей механической обработки, что будет обсуждено позднее. Как можно увидеть из рис. 3, области образца, в которых макродефект отсутствует, представлены крупными столбчатыми зернами первичной -фазы, а также пластинами -фазы. При этом зерна -фазы прорастают вдоль вертикальной оси по направлению роста стенки, и одно зерно может растягиваться через десятки последовательно нанесенных слоев. Таким образом, в процессе кристаллизации материала процесс локальной нестационарной металлургии титанового сплава ВТ6 характеризуется эпитаксиальным ростом зерна. Однако в дефектной области стенки подобный характер формирования структуры наблюдается лишь частично. Рис. 3. Металлографические изображения, демонстрирующие макроструктуру образцов титанового сплава ВТ6 и сформированный дефектный участок вертикальной стенки Как видно из рис. 3, дефектный участок можно условно разделить на две зоны: дефектная зона, в которой колебания проволоки привели к формированию измельченных практически равноосных зерен, и зона, не подверженная влиянию колебаний, в которой формируется типичная столбчатая структура. Примечательно, что такая картина сохраняется на всей высоте стенки, начиная с первого слоя. Размер зерен первичной -фазы в дефектной зоне составил (1.1 ± 0.3) мм, в то время как в бездефектной зоне - (9.75 ± 4.43) мм в длину и (2.25 ± 0.41) мм в ширину. По всей видимости, такой характер формирования структуры в дефектной области вызван непосредственно механическим воздействием филамента в процессе печати, так как температурные условия при этом остаются неизменными. Что касается участка стенки, представленного преимущественно столбчатыми зернами, в этом случае средний размер зерен составил (15.42 ± 11.79) мм в длину и (3.34 ± 1.37) мм в ширину. Фазовый анализ, выполненный с использованием метода рентгеновской дифрактометрии, позволил получить следующие результаты. Как видно из табл. 2, фазовый состав дефектной зоны в верхней и нижней частях стенки одинаков. В обоих участках выявлено наличие -фазы и остаточной -фазы. Однако можно заметить, что параметры решеток как -, так и -фазы отличаются. При этом в соответствии с [17] степень тетрагональности решетки -фазы (отношение параметров решетки c/a) свидетельствует о том, что в верхней части стенки -фаза представляет собой ′-фазу. Такой фазовый состав коррелирует с ранее полученными данными в работе [15], однако ′-фаза наблюдалась и в нижней части образца. Помимо этого, наличие остаточной -фазы в верхней части образца, по всей видимости, вызвано уменьшением размера зерна и, следовательно, объемной доли границ первичных зерен. Тем не менее распределение фаз по высоте вертикальной стенки является довольно типичным и не претерпело значительных изменений в связи с наличием дефектной области, что будет подтверждено механическими испытаниями образцов. Таблица 2 Результаты фазового анализа дефектной зоны образца титанового сплава ВТ6 Верхняя часть образца Нижняя часть образца ′ +   +  ′    а = 2.93196 с = 4.67850 c/a = 1.59569 а = 3.30210 а = 2.92754 с = 4.68772 c/a = 1.60125 а = 3.27706 Для того, чтобы понять, каким образом сформированная в процессе локальной металлургии структура в дефектной области образца влияет на его механические характеристики, были проведены измерения микротвердости на поверхности образцов для металлографических исследований, схема проведения измерений и результаты эксперимента показаны на рис. 4. Рис. 4. Распределение микротвердости по высоте вертикальной стенки: кр. 1 - зона со столбчатыми зернами; кр. 2 - зона с преимущественно равноосными зернами; кр. 3 - бездефектный участок стенки Как видно из рис. 4, структурно-фазовые изменения в дефектной зоне образца не привели к изменению микротвердости материала, несмотря на уменьшение размера зерен первичной -фазы. В каждом из трех случаев микротвердость находится на уровне значений, соответствующих твердости сплава ВТ6 в литом состоянии. Так, для дефектного участка среднее значение микротвердости в зоне с крупной столбчатой структурой (кривая 1 на рис. 4) составило (3.50 ± 0.25) ГПа, а в зоне с преимущественно равноосными зернами (кривая 2 на рис. 4) - (3.52 ± 0.28) ГПа. При этом микротвердость бездефектного участка стенки (кривая 3 на рис. 4) составляет (3.52 ± 0.32) ГПа. Таким образом, измеренные значения изменяются в пределах погрешности, следовательно можно сделать вывод о том, что изменение размера зерен первичной -фазы не оказывает влияния на микротвердость материала сплава ВТ6. По всей видимости, основной вклад в измеренный параметр вносит не -, а -фаза, а так как температурные условия в процессе печати образцов оставались неизменными, сформированная пластинами -фазы структура одинакова как в дефектной, так и бездефектной областях стенки. Несмотря на это, испытания образцов на статическое растяжение показали, что обнаруженный тип макродефекта оказывает влияние на деформационное поведение материала. Как следует из рис. 5, и в направлении нанесения слоев (НС), и в направлении, поперечном ему (НР), материал в дефектной и бездефектной зонах характеризуется как различиями в пределе прочности, так и различиями в относительном удлинении образцов. Так, в каждом из направлений материал дефектной зоны демонстрирует более высокое временное сопротивление в, которое составляет 792 МПа в продольном направлении и 764 МПа в поперечном. Материал бездефектной зоны демонстрирует значения предела прочности равные 729 и 712 МПа соответственно. Что касается относительного удлинения, то в направлении нанесения слоев материал дефектной зоны демонстрирует удлинение до разрыва, равное 12 %, а бездефектный участок - 16 %. Аналогичная картина наблюдается и в поперечном направлении: материал дефектной зоны - 12 %, бездефектной - 16 %. Рис. 5. Диаграммы испытаний на статическое растяжение образцов, вырезанных вдоль (а) и поперек (б) направления нанесения слоев Полученные результаты позволяют сделать вывод о том, что изменения структуры материала, вызванные наличием дефектной области, приводят к изменению деформационного поведения материала при статическом растяжении. Уменьшение размеров первичных зерен ожидаемо привело к увеличению временного сопротивления материала и уменьшению его пластичности. При этом, как показывают литературные данные [18], относительное удлинение материала, равное 12 %, является высоким результатом, к которому стремятся многие исследователи при анализе различных подходов к аддитивному производству изделий из титанового сплава ВТ6. Таким образом, хоть наличие дефектной области и сказывается на течении пластической деформации, оно не приводит к значительному снижению механических характеристик материала. Следовательно, если требования к механическим свойствам изделия из титанового сплава выполняются независимо от наличия дефектной зоны, такое изделие может быть введено в эксплуатацию. В связи с этим, основным фактором, который может ограничить использование детали, является изменение толщины стенки печатаемого изделия. В таком случае необходимо, чтобы при условии наличия дефектного участка стенки имелись требуемые допуски геометрических размеров для финальной механической обработки. Заключение Таким образом, на основании результатов, полученных в данном исследовании, можно сделать следующие выводы. В результате неконтролируемых колебаний филамента в материале образцов титанового сплава ВТ6 в форме вертикальных стенок возникают дефектные области. В данных областях происходит образование зоны с преимущественно равноосными зернами, вызванное нарушениями условий процесса локальной нестационарной металлургии. В отличие от зоны с типичной структурой, представленной крупными столбчатыми зернами -фазы, средний размер зерен в дефектной зоне составляет (1.1 ± 0.3) мм. При этом в данной зоне происходит также изменение фазового состава, которое выражается в наличии остаточной -фазы по всей высоте вертикальной стенки помимо -и ′-фазы. Выявленные структурные изменения не оказывают влияние на микротвердость материала. На всех испытанных участках образца среднее значение микротвердости находится на уровне 3.5 ГПа, что соответствует значениям для сплава ВТ6 в литом состоянии. Свойства материала при статическом растяжении оказались более чувствительны к модифицированной структуре в дефектной зоне. Так, испытания образцов, вырезанных как в направлении нанесения слоев, так и в направлении роста стенки, демонстрируют увеличение временного сопротивления металла дефектной зоны и уменьшение его пластичности. Однако изменение данных свойств не критично, так как даже уменьшенное относительное удлинение, равное 12 %, соответствует требованиям, предъявляемым к сплаву ВТ6 в промышленности. Образованная дефектная зона характеризуется уменьшенной шириной вертикальной стенки. Поэтому при условии, что материал достигает требуемого уровня механических свойств, возможность использования напечатанного изделия будет определяться наличием допусков геометрических размеров для механической обработки для придания изделию финальной геометрии.

Скачать электронную версию публикации