Abstrakt: Za účelem zlepšení odolnosti proti opotřebení pokrytý laserem Kompozitní povlak Ni + TiB2 připravený na povrchu Ti6Al4V, studuje se vliv práškového poměru na mikrostrukturu a mechanické vlastnosti. Laserový povlak se skládá hlavně z TiB, TiB2, α-Ti, β-Ti, tuhého roztoku slitiny NiTi a TiO2. Plášťová vrstva se skládá hlavně z černé eliptické fáze, prodloužené jehličkovité fáze a okolní buněčné krystalové fáze. Černá eliptická fáze, jehličkovitá fáze a okolní buněčná krystalová fáze jsou TiB2, TiB, NiTi. Když se zvýší obsah množství aditiva TiB2, zvýší se obsah TiB, metalografické částice TiB zhrubnou. Nejvyšší mikrotvrdost obkladové vrstvy dosahuje 920！. 8 HV1. 0, což je asi 3krát více než u slitiny Ti6Al4V, zvýšená mikrotvrdost zlepšuje odolnost povlaku proti opotřebení. Křehké odlupování se stává vážnější se zvyšujícím se zatížením a kompozitní povlak není vhodný pro podmínky vysokého zatížení.
Klíčová slova: laser cladding; kompozitní povlak Ni + TiB2; Ti6Al4V; vlastnost odolnosti proti opotřebení

1. Úvod

Slitiny titanu mají vynikající vlastnosti, jako je vysoká pevnost, nízká hustota a dobrá odolnost proti korozi, a často se používají v letectví, námořním strojírenství, výrobě automobilů a dalších oborech [1]. Nízká tvrdost a špatná odolnost titanových slitin však omezuje jejich široké použití. V technologii povrchových úprav přitahovalo vždy velkou pozornost laserové plátování s vysokou hustotou energie, malou tepelně ovlivněnou zónou a silnou metalurgickou vazbou [2].

Do laserového plátování titanových slitin byly zavedeny různé materiálové systémy, mezi nimiž je systém kompozitních materiálů populárnější a účinnější metodou [3]. V systému kompozitních materiálů se používá výztužná fáze TiB2 jako proveditelný způsob zlepšení tvrdosti a odolnosti proti opotřebení. Qi K. a kol. [1] připravili kompozitní povlak TiB2/kov na slitině Ti6Al4V laserovým plátováním směsných prášků Fe, Co, Cr, B a C a studovali vliv magnetického pole na mechanické vlastnosti a opotřebení povlaku. Lin YH a kol. [4] použil čistý prášek TiB2 k přípravě gradientního povlaku TiB2/TiB na titanové slitině. Mikrotvrdost vykazovala trend poklesu gradientu, ale lomová houževnatost vykazovala trend gradientního nárůstu. Kumar S. a kol. [5] studovali práškovou směs Ti6Al4V, CBN a TiO2 laserového povlaku a nalezli různé struktury, jako je jehličkovitý, válcový tyčovitý a krátký dendritický tvar. Kompozitní materiál s kovovou matricí (TiN, TiAlN, AlN a TiB2) z nitridu a boridu byl použit jako hlavní strukturální fáze povlaku pro zlepšení tvrdosti a odolnosti proti opotřebení.

Nikl nebo slitina na bázi niklu je ideální matricí s dobrou strukturní stabilitou, odolností vůči vysokým teplotám, odolností proti korozi, vysokou pevností a dobrou smáčivostí. Kompozitní povlak vyztužený laserovými částicemi byl připraven přímým přidáním ztužujícího činidla nebo příbuzných prvků do optimalizovaného slitinového prášku a povlak laserového povlaku s alespoň dvěma fázemi s různými mechanickými vlastnostmi se v budoucnu stane důležitým požadavkem na zpevnění povrchu [6]. Xu SY a kol. [7] připravili kompozitní povlak TiC/Ni60 na povrchu slitiny Ti6Al4V laserovým plátováním. Yu XL a kol. [2] připravili kompozity niklu a karbidu titanu na ocelovém substrátu pomocí laserového plátování. Velké množství částic TiC v kompozitu Ni/20TiC bránilo růstu krystalů niklu, což vedlo k jemnější mikrostruktuře kompozitu Ni/40TiC. Průměrná mikrotvrdost kompozitu Ni/40TiC byla asi 40 HV a koeficient tření byl 851. Wang Q. a kol. [0.43] studovali mikrostrukturu a vlastnosti gradientních kompozitních povlaků na bázi Ni. Povlaky se skládaly z Ni matrice, WC a více karbidových a boridových tvrdých fází. Maximální mikrotvrdost dosáhla 8 HV1053.5 a hodnoty koeficientu tření a ztrát opotřebením byly nižší než u oceli Q0.2.

Aby bylo možné studovat mikrostrukturu a odolnost proti opotřebení slitiny Ti6Al4V, byly vybrány smíšené prášky Ni a TiB2 pro přípravu laserových plátovacích vrstev slitiny Ti6Al4V.

2 Experimentální materiály a metody
2. 1 Experimentální materiály
Jako substrát byla vybrána deska ze slitiny Ti100Al100V o rozměrech 10 mm × 6 mm × 4 mm a její chemické složení a mechanické vlastnosti jsou uvedeny v tabulce 1 a tabulce 2, v tomto pořadí. Protože Ni prášek může zlepšit distribuci zdroje tepla a koncentrovat teplo během laserového plátování, byly vybrány Ni prášek a TiB2 prášek pro přípravu kompozitního povlaku s TiB2 jako vyztužující fází. Metalografická morfologie Ni prášku a TiB2 prášku je znázorněna na obrázku 1.

2. 2 Experimentální metody
Aby se prášek a základní deska pevně spojily, bylo použito mechanické broušení k odstranění povrchové oxidové vrstvy desky z titanové slitiny a k odstranění olejových skvrn byl použit roztok 5% HF + 15% HNO3. K zajištění kontinuálního laseru byl použit kontinuální vláknový laser YSL-3000 a deska Ti6Al4V s přednastaveným práškem byla umístěna do plastové krabice 200 mm × 200 mm × 50 mm a do plastové krabice byl plynule vstřikován argon. Během procesu laserového plátování je průměr bodu 1.8 mm a rychlost skenování je 7 mm/s. Když je poměr Ni + TiB2 40 %, parametry laserového prášku jsou 700 W, 900 W a 1100 W a studuje se vliv laserového prášku na mikrostrukturu a mechanické vlastnosti; když je hmotnost laserového prášku 900 W, práškové poměry jsou Ni + 20 % TiB2, Ni + 30 % TiB2, Ni + 40 % TiB2 a studuje se vliv práškového poměru na hmotnost laserového prášku. Vzorky s laserovou krycí vrstvou lze označit jako S-1 (P = 700W), S-2 (P = 900W), S-3 (P = 1100W), S-4 (R = Ni + 30% TiB2), S-5 (R = Ni + 40 % TiB2).

Vzorky rentgenového difraktometru (XＲD), vzorky rastrovacího elektronového mikroskopu (SEM) a vzorky pro test výkonnosti byly připraveny řezáním elektrickou jiskrou a vzorky byly mechanicky broušeny, mechanicky leštěny a korodovány 5% HF + 15% roztokem kyseliny HNO3. Fázové složení laserové plátovací vrstvy bylo charakterizováno pomocí Brooker D8-advance mikro-oblastního rentgenového difraktometru (XＲD) a mikrostruktura laserové plátovací vrstvy byla pozorována optickým mikroskopem (OM) a rastrovacím elektronovým mikroskopem (SEM). Tvrdoměr HV-5 Vickers byl studován pro měření tvrdosti podél povrchové hloubky laserové plátovací vrstvy. Pro testy tření a opotřebení byl vybrán vysokorychlostní vratný tester tření a opotřebení HＲS-2M. Pomocným třecím materiálem byla Si3N2 keramická mlecí kulička o průměru 4 mm. Parametry tření a opotřebení byly vratná rychlost 200 ot/min a radiální zatížení 20/40/60N.

3 Výsledky a diskuse
3.1 Složení fáze XRD
Fázové složení XRD pěti vzorků je znázorněno na obrázku 2. Každý vzorek obsahuje ve svém chemickém složení malé množství TiN, což je důvod, proč atomy N pronikají do vrstvy laserového plátování a způsobují nitridační reakci. Během proudění roztavené lázně se v materiálu matrice z titanové slitiny rozpouští malé množství vanadu a v tomto procesu se fáze α transformuje na fázi β, takže β-Ti se objevuje na obrázku 2. TiB2 má disoluční srážení charakteristické během procesu laserového plátování. Malé množství TiB2 může být zcela rozpuštěno a část TiB2 se může spojit s Ti za vzniku TiB a zbývající TiB2 může rekrystalizovat. Ti může reagovat s Ni za vzniku NiTi, Ni3Ti a NiTi2, ale Ti a Ni mají stejnou energii chemické vazby, což usnadňuje vytvoření stabilní sloučeniny inertního kovu NiTi a atomy Ti mají vysokou rychlost difúze, takže Ti a Ni reagovat za vzniku pouze NiTi［9］. Jak je vidět z obrázku 2, laserová plátovací vrstva se skládá hlavně z TiB, TiB2, α-Ti, tuhého roztoku slitiny NiTi, TiO2 atd., a výsledky XRD také ukazují malé množství β-Ti.

Podle průměrné Gibbsovy volné energie mohou nastat tři reakce: viz (1), (2) a (3) na obrázku. Během procesu pokovování laserem mohou atomy Ni a B reagovat s atomy Ti za vzniku TiB2, NiTi a TiB. Průměrná Gibbsova volná energie ΔG2 < ΔG1 < ΔG3, takže pořadí tvorby materiálu je TiB > NiTi > TiB2.

Když se podíl prášku TiB2 zvýší na 30 %, postupuje vzorec termochemické reakce (2) doprava. Fáze TiB v laserové plátovací vrstvě se zvyšuje a fáze Ti klesá. Když se podíl prášku TiB2 dále zvyšuje na 40 %, obsah fází TiB a TiB2 se dále zvyšuje. Kromě toho mají Ni a Ti silnou afinitu a postupně vytvářejí NiTi metalizaci. Proto finálními hlavními produkty laserové plátovací vrstvy Ni + 40 % TiB2 jsou NiTi, TiO2, TiB, TiB2 a Ti.

3.2 Mikrostruktura
Struktura SEM laserové povlakové vrstvy Ni + 20 % TiB2 je znázorněna na obrázku 3. Plátovací vrstva se skládá hlavně z černé eliptické fáze, prodloužené jehličkové fáze a okolní buněčné fáze. Střední průměr nejvíce distribuované fáze mikročástic je 0.5 ~ 3.0 μm. Protože atomové číslo prvku B je 5, běžný analyzátor energetického spektra nemůže přesně změřit obsah prvků s atomovým číslem menším než 10. Rentgenová mikroanalýza elektronovou sondou (EPMA) se používá k měření distribuce a obsahu každého prvku v obkladová vrstva [10, 11]. Výsledky EPMA v různých polohách na obrázku 3 jsou uvedeny v tabulce 3.

Z tabulky 3 je patrné, že chemické složení obkladové vrstvy je složeno převážně z prvků Ti, B, Ni a obsahuje malé množství prvků Al a V. Obsah prvků Ti a Ni v poloze a je v zásadě stejný, není zde žádný prvek B a může existovat pevný roztok NiTi. Hlavními prvky v poloze b jsou Ti a B a obsah obou prvků přesahuje 40 %. Lze odvodit, že jehlovitá fáze v poloze b je TiB.

Podle Gibbsova termodynamického zákona energie vazby BB > energie vazby B-Ti > energie vazby Ti-Ti [12], díky čemuž je rychlost růstu TiB ve směru jeho vlastní výšky rychlejší a rychlejší než směr růstu kolmý na jeho vlastní výšku, díky čemuž se snadno objeví jehlovitá fáze. Obsah prvku B na pozici c je asi dvojnásobek obsahu prvku Ti. XRD spektrum na obrázku 2 ukazuje, že intenzita difrakčního píku TiB2 je relativně vysoká. Černá eliptická fáze v poloze c bude pravděpodobně TiB2.

Mikrostruktura SEM laserových plátovacích vrstev s různými práškovými poměry je znázorněna na obrázku 4. Je vidět, že když je obsah přídavku TiB2 malý, obsah TiB v plátovací vrstvě klesá a jeho distribuce je také více rozptýlená. Když se zvyšuje obsah přídavku TiB2, zvyšuje se obsah TiB, metalografické částice TiB zhrubnou a distribuce je rozptýlena. Tento jev je způsoben nárůstem B prvku podporujícího reakci mezi B a Ti prvkem.

Aby bylo možné studovat mikrostrukturu povlaku, mikrostruktura SEM horní, střední a spodní části povlaku je znázorněna na obrázku 5.

Vývoj struktury obkladové vrstvy s hloubkovým gradientem je velmi zřejmý. Velké množství dvoufázových částic je syntetizováno in situ v horní části povlaku, z nichž mnohé jsou jemně rozdrceny, a existuje malý počet jehličkovitých a tvarovaných struktur. Tvrdé výztužné částice TiB a TiB2 zároveň mohou zabránit nadměrné ztrátě teploty v horní části tavné lázně. Po roztavení a destrukci rostou zrna v povlakové vrstvě nesměrově v nepravidelném směru a znovu se nukleují. Velikost nové fáze po nukleaci je malá, což činí částice fáze rafinovanými [13]. Střed povlaku může být ovlivněn střídavou konvekcí tepla shora dolů a velké množství prvků je soustředěno uprostřed, takže EPMA nemůže detekovat prvky bóru a horní část povlaku se skládá z černých fází ve tvaru okvětních lístků , černé jemné jehlicovité fáze a bílé rybí fáze.

Jak ukazuje obrázek 6, výsledky rovinného skenování mikrostruktury ukazují, že existuje bohatá eutektická struktura. Fáze ve tvaru černého plátku může být eutektická fáze TiB/TiB2/TiNiB, fáze bílé rybí kosti je NiTi a ostatní fáze jsou deriváty titanové martenzitické fázové přeměny. Mikrostruktura BES uprostřed 20% laserového povlaku TiB2 je znázorněna na obrázku 7 s fázemi různých barev, konkrétně jasně bílou, černou a tmavě šedou. Světlá je intermetalická sloučenina NiTi, černá je směsná fáze titan-bor a tmavě šedá je směs martenzitického titanu a oxidu titanu. Fáze rybí kosti ve spodní části laserového povlaku se postupně zvětšuje, začíná se zvětšovat plocha tmavě šedé vrstvy a výrazně se snižuje fáze ve tvaru černého okvětního lístku a fáze ve tvaru černé jemné jehly.

3.3 Mikrotvrdost
Podle testu mikrotvrdosti je tvrdost slitiny Ti6Al4V 349.2HV1.0. Rozložení mikrotvrdosti laserových plátovacích vrstev připravených s různými práškovými poměry podél hloubky je znázorněno na obrázku 8. Je vidět, že mikrotvrdost laserových plátovacích vrstev s různými práškovými poměry je vyšší než u slitiny Ti6Al4V. S rostoucím poměrem prášku TiB2 se postupně zvyšuje mikrotvrdost. Když je práškový poměr TiB2 40 %, dosahuje nejvyšší mikrotvrdost plátovací vrstvy 920.8HV1.0, což je asi 3krát více než u slitiny Ti6Al4V.

S nárůstem hloubky vrstvy laserového plátování v určitém rozmezí vykazuje mikrotvrdost vrstvy rychlý klesající trend a vrstva průřezu nad spojovacím povrchem substrátu a povlaku vykazuje jev fluktuace mikrotvrdosti. V tepelně ovlivněné zóně je příčná vrstva o tloušťce 0.7 až 0.8 mm. Mikrotvrdost této oblasti je asi 400 HV1.0 a vzestupný trend mikrotvrdosti je velmi pomalý. Mikrotvrdost vrstvy průřezu v hloubce 0.7 až 0.8 mm je relativně vysoká, protože tvrdší zrna TiB2 v laserové plátovací vrstvě mají silnou odolnost proti nárazu a proces laserového plátování může podporovat tvorbu jemného TiB a zabránit zrnu hraniční dislokační skluz, čímž se zlepšuje mikrotvrdost laserové plátovací vrstvy připravené procesem laserového plátování [14].

Vlivem proudění roztavené lázně povrch TiB2 začne difundovat a uprostřed obkladové vrstvy bude nějaký zbytkový TiB2, ale koncentrace nebude příliš vysoká a mikrostruktura [15] se také mírně sníží . Spodní okraj obkladové vrstvy je tepelně ovlivněná zóna. Velké množství Ti prvků po roztavení vyplave, což má za následek velkou rychlost zředění základního materiálu do roztavené lázně, bez dostatečné fáze zpevnění a tepelně ovlivněná zóna má nejnižší mikrotvrdost [16]. Výsledky ukazují, že přídavek prášku TiB2 výrazně zlepšuje tvrdost obkladové vrstvy.

3.4 Odolnost proti opotřebení
Rychlost opotřebení laserové plátovací vrstvy se stejným práškovým poměrem se mění se zatížením, jak je znázorněno na obrázku 9. Rychlosti opotřebení Ti6Al4V a laserových plátovacích vrstev se zvyšují s rostoucím zatížením a rychlost opotřebení laserových plátovacích vrstev je mnohem nižší než u substrátových materiálů Ti6Al4V, což naznačuje, že odolnost povlakových vrstev proti opotřebení je velmi vynikající. Rychlost opotřebení obkladových vrstev úzce souvisí s obsahem tvrdé fáze. Když se poměr prášku TiB2 zvýší z 20 % na 30 %, zvýší se obsah tvrdé fáze TiB a sníží se rychlost opotřebení; když se poměr prášku TiB2 zvýší z 30 % na 40 %, obsah tvrdé fáze TiB se dále zvýší a objeví se TiB2, což má za následek minimální rychlost opotřebení pouze 1.5 × 10-4 mm3/s.

Morfologie opotřebení SEM Ti6Al4V při různém zatížení je znázorněna na obrázku 10. Jak je patrné z obrázku 10a, titanová slitina vytváří velmi málo úlomků opotřebení při zatížení 20 N a zóna opotřebení je nepravidelná, zakřivená a diamantová. (viz oblast A na obrázku 10a), což naznačuje, že materiál substrátu Ti6Al4V je vážně poškozen během vratného pohybu. Když se zatížení zvýší na 40 N, hloubka vpusti se zvětší (viz oblast B na obrázku 10b), abrazivní částice se rychle zvětší a během procesu opotřebení substrátu dochází k opotřebení a odchylce, takže opotřebení abrazivem a adhezivem jsou velmi vážné. Když je zatížení 60 N, na povrchu opotřebení se vytvoří několik velkých důlků (viz oblast C na obrázku 10c) a abrazivní částice se hromadí na povrchu škrábanců (viz oblast D na obrázku 10c). Proto zvýšené zatížení urychlí odlupování materiálu z titanové slitiny během procesu tření a opotřebení a tření a opotřebení titanové slitiny je velmi špatné. Li JN a kol. [17] a Weng F. a kol. [18] také našli podobné povrchy opotřebení titanových slitin.

Krycí vrstva Ni + 40% TiB2 má nejvyšší mikrotvrdost a nejlepší odolnost proti opotřebení. Proto byla pro studium mechanismu opotřebení laserové plátovací vrstvy vybrána plátovací vrstva Ni + 40 % TiB2 na povrchu titanové slitiny. Morfologie opotřebení SEM laserová krycí vrstva při různém zatížení je znázorněno na obrázku 11. Mikrotvrdost laserové plátovací vrstvy je výrazně zlepšena, takže odolnost proti opotřebení plátovací vrstvy je mnohem lepší než u titanové slitiny. Jak je vidět z obrázku 11a, počet abrazivních částic se značně snížil a velikost se také mnohem zmenšila (viz oblast A na obrázku 11a). Je to způsobeno opotřebením tvrdých fází NiB, TiB2 a TiO2 [5]. Některé zborcené struktury se objevují v opotřebované obkladové vrstvě (viz oblast B na obrázku 11b). Strukturou jsou pravděpodobně částice tvrdé fáze. Drobné kovové třísky jsou díky své vysoké nosnosti pruhované a zabraňují tvorbě rýh a škrábanců. Při zvýšení zatížení na 40 N je pravděpodobnější výskyt lamelárního odlupování, výrazně se zvyšuje abrazivní prach povlakové vrstvy Ni + 40 % TiB2, na opotřebovaném povrchu se objevují mikropóry (viz oblast C na obrázku 11b), abrazivní opotřebení resp. současně dochází k adhezivnímu opotřebení. Jak se zatížení dále zvyšuje, abrazivní prach obkladová vrstva se začne šířit na celý opotřebovaný povrch a hloubka a šířka mikropórů se zvětší (viz oblast D na obrázku 11b). Všechny tyto jevy naznačují, že se zvyšujícím se zatížením se křehké odlupování stává závažnějším a kompozitní povlak není vhodný pro podmínky vysokého zatížení.

Závěr 4

Aby se zlepšila odolnost slitiny Ti6Al4V proti opotřebení, lakování laserem byl připraven na povrchu titanové slitiny za použití smíšeného prášku Ni a TiB2. Výsledky jsou uvedeny níže.

(1) Výsledky XRD laserové plátovací vrstvy ukazují, že laserová plátovací vrstva je složena hlavně z TiB, TiB2, α-Ti, β-Ti, tuhého roztoku slitiny NiTi a TiO2 a se zvýšením práškového poměru TiB2 se fáze TiB2 obsah se dále zvyšuje.

(2) Plášťová vrstva se skládá hlavně z černé eliptické fáze, protáhlé jehlicovité fáze a okolní buněčné fáze. Černá eliptická fáze je TiB2, jehlovitá fáze je TiB a okolní buněčná fáze je NiTi. S rostoucím přídavkem TiB2 se zvyšuje obsah TiB a metalografické částice TiB se stávají hrubšími.

(3) Když je práškový poměr TiB2 40 %, mikrotvrdost plátovací vrstvy dosahuje maximálně 920HV8. 1, což je asi 0krát více než u slitiny Ti3Al6V. Zvýšení mikrotvrdosti zlepšuje odolnost obkladové vrstvy proti opotřebení. Se zvyšujícím se zatížením je křehké odlupování kompozitního povlaku stále vážnější, což není vhodné pro podmínky vysokého zatížení.