Металлические композиционные материалы на основе титановых сплавов, армированные тугоплавкими частицами (обзор)
Представлен обзор научно-технической литературы в области способов упрочнения титановых сплавов при введении в матрицу различных тугоплавких частиц. Кратко описаны основные проблемы, возникающие при упрочнении, связанные с химической природой тугоплавких частиц и титановых сплавов. Описаны основные структурные, физико-механические свойства и морфология таких металлических композиционных материалов (МКМ). Представлена зависимость влияния различных тугоплавких частиц и их количества, а также термической обработки на физико-механические свойства МКМ на основе титановых сплавов.
Введение
Металлические композиционные материалы (МКМ), упрочненные тугоплавкими частицами, находят широкое применение благодаря низкой плотности и оптимальному сочетанию комплекса механических и эксплуатационных свойств [1–5], могут быть армированы частицами, нитевидными кристаллами или короткими волокнами; частицы могут иметь сферическую, кубическую или случайную морфологию с размером частиц ~(1–100) мкм. Металлические композиционные материалы, армированные твердыми частицами или нитевидными кристаллами, отличаются изотропностью свойств, дешевле в производстве и поддаются последующей обработке и формовке компонентов (по сравнению с МКМ, армированных непрерывными волокнами) [4, 6].
Металлические композиционные материалы на основе титановой матрицы обладают высокими удельными характеристиками прочности и модуля упругости, высокой термостойкостью и низкой плотностью, что делает их привлекательными для аэрокосмического, автомобильного и военного применения, но использование титановых сплавов в качестве конструкционных материалов в условиях сильного трения и износа ограничено по причине их низких трибологических свойств [7, 8]. Тем не менее добавление тугоплавких частиц в титан и его сплавы является эффективным способом повышения механических и износостойких свойств.
Для упрочнения титановых сплавов используют различные твердые частицы, включая TiB2, TiN, B4C, ZrC, SiC, TiB, TiC и Al2O3. Частицы TiB, TiB2, B4C и TiC имеют высокий модуль упругости, что делает их привлекательными для армирования титановых сплавов. Частицы TiB и Al2O3 имеют близкие значения температурного коэффициента линейного расширения (ТКЛР) с титановыми сплавами, что устраняет проблемы, связанные с образованием остаточных напряжений во время получения материала, однако армирование частицами Al2О3 приводит к образованию охрупчивающей фазы TiAl3. При упрочнении сплава частицами SiC возникают проблемы, связанные с образованием зон охрупчивающего воздействия из-за высокореактивной природы титана – больших реакционных зон TiC и Ti5Si3 вокруг частиц SiC, что приводит к снижению механических свойств композиционного материала. В работе [9] показано, что частицы TiC нестабильны в процессе получения композиционного материала, быстро растут и образуют целый ряд охрупчивающих соединений. В статьях [10–13] отмечается, что частицы TiB остаются стабильными при спекании композиционного материала. Стабильность частиц TiB обусловлена низкой растворимостью бора в титане (<0,001 % (атомн.)).
При изготовлении МКМ на основе титановой матрицы важными факторами также являются выбор типа, количества и размера армирующих частиц. Прочность, жесткость и способность сцепления частиц с матрицей являются основными требованиями при армировании. Для получения качественного МКМ из титанового сплава важно, чтобы армирующая фаза не вступала в реакцию с матрицей и оставалась достаточно стабильной при температуре обработки. Чем лучше межфазная связь между матрицей и армирующими компонентами в процессе получения МКМ, тем качественнее получаются композиционные материалы с повышенными физико-механическими характеристиками по сравнению с используемой матрицей.
Методы получения МКМ на основе титанового сплава включают: литейные технологии с перемешиванием армирующих частиц, твердо-жидкофазное компактирование, газотермическое распыление, технологии порошковой металлургии и механическое легирование. В последнее время процессы высокотемпературного синтеза и аддитивного производства широко используются для изготовления МКМ.
Цель данного обзора – продемонстрировать последние тенденции в области изготовления МКМ, армированных тугоплавкими частицами, для повышения механических свойств широко применяемых титановых сплавов.
Металлические композиционные материалы на основе титановой матрицы, упрочненной тугоплавкими частицами
Титановые сплавы обладают хорошими физико-механическими, химическими и биосовместимыми свойствами и широко используется в авиационной и автомобильной промышленности в качестве конструкционных материалов, но введение тугоплавких частиц позволяет получить увеличенные эксплуатационные характеристики и расширить область применения МКМ. Далее приведены примеры успешной реализации повышения физико-механических характеристик МКМ на основе титановых сплавов при введении в матрицу тугоплавких частиц.
В работе [14] для повышения механических, коррозионных и трибологических свойств титанового сплава состава Ti–6Al–4V (здесь и далее – состав сплава в % (по массе)) в качестве армирующего элемента использовали соединение В4С, отмечая его термодинамическую стабильность и высокие механические свойства. Для получения методом порошковой металлургии образцов из МКМ использовали сплав состава Ti–6Al–4V и керамический порошок B4С со средним размером частиц 30 мкм. Образцы МКМ изготовлены с содержанием 5 и 10 % (по массе) В4С. В результате исследования физико-механических свойств образцов установлено, что плотность МКМ уменьшается с увеличением содержания армирующих частиц, но разница между теоретической и экспериментальной плотностью возрастает с увеличением содержания В4С, что объясняют увеличением пористости с увеличением содержания частиц B4C (рис. 1, а). Твердость и коррозионная стойкость повышаются с увеличением количества армирующих частиц B4C (рис. 1, б). Добавление частиц B4C снижает скорость износа титановой матрицы (рис. 2).
Рис. 1. Влияние содержания керамических частиц B4C на свойства МКМ
состава (Ti–6Al–4V) + B4C на плотность (а) и твердость (б) [14]
Анализ морфологии МКМ из титанового сплава состава Ti–6Al–4V, армированного тугоплавкими частицами B4C, показал, что добавление таких частиц инициирует образование частиц TiB и TiC, которые распределены равномерно в объеме матрицы (рис. 3).
В аналогичных исследованиях [9, 15, 16] подтверждено, что с увеличением содержания частиц TiB и TiC, образующихся insitu, скорость износа композиционного материала снижается, и сделан вывод, что частицы TiB и TiC улучшают износостойкие свойства композиционного материала.
В статье [17] исследовано влияние температуры спекания и содержания частиц B4С на свойства композиционного материала, полученного методом порошковой металлургии. Повышение твердости и прочности при сжатии композиционного материала увеличивается с повышением температуры спекания и увеличением содержания армирующего компонента.
В работе [18] исследовали влияние частиц B4C и объемной плотности энергии лазера на микротвердость композиционного материала состава Ti–6Al–4V, полученного методом селективного лазерного спекания. При получении композиционного материала частицы B4С реагируют с титаном и в процессе in situ образуются частицы TiC и TiB в различных пропорциях, микротвердость увеличивается на 30–80 % в зависимости от плотности энергии лазера.
Из-за высокой химической реакционной способности титановых сплавов при армировании частицами SiC вокруг этих частиц происходит образование больших охрупчивающих реакционных зон (TiC и Ti5Si3), поэтому предотвращение вредных межфазных химических реакций при изготовлении титановых МКМ имеет решающее значение для эксплуатационных характеристик материала. Стандартные технологические процессы, происходящие под воздействием высоких температур и длительного времени обработки (литье, горячее прессование и плазменное напыление), используемые при изготовлении дисперсноупрочненных композиционных материалов, непригодны для получения МКМ, армированных тугоплавкими частицами SiC.
В работе [19] исследован монолитный композиционный материал титанового сплава состава Ti–6Al–4V, армированный частицами SiC, полученный смешиванием порошков с последующим спеканием. Авторы отмечают практически полное отсутствие пластичности и низкую прочность при растяжении у образцов с реакционной зоны размером ~(4–5) мкм. В статье [20] исследован композиционный материал на основе титанового сплава, армированный частицами SiC при содержании 10 % (по массе), полученный методом горячей экструзии. Такой композиционный материал содержит тонкие реакционные слои (~0,2 мкм) с пористостью 0,5–1 %. При исследовании влияния термической обработки на рост реакционной зоны, сделан вывод о том, что при толщине реакционной зоны >1 мкм резко снижаются механические свойства.
В работе [21] исследованы физико-механические свойства образцов композиционного материала, полученного методом ударно-волновой консолидации с последующим отжигом. Ударно-волновая консолидация оказалась эффективным методом получения МКМ на основе титанового сплава, армированного частицами SiC со 100 %-ной теоретической плотностью и практически полным отсутствием межфазной реакции. Исследования проводили на трех типах образцов. Для образцов первого типа использовали титановый порошок с чистотой 99,9 % и размером частиц <150 мкм; для образцов второго и третьего типа – титановый порошок с чистотой 99,5 % и размером частиц <44 мкм. Композиционные порошки для образцов первого и второго типа получены путем смешивания соответствующего титанового порошка с 10 % (объемн.) порошка SiC со средним размером частиц 12 мкм. Для образцов третьего типа использовали процесс механического легирования соответствующего титанового порошка с добавлением 10 % (объемн.) порошка SiC со средним размером частиц 12 мкм.
Микроструктура МКМ системы Ti–SiC показана на рис. 4, частицы SiC распределены достаточно равномерно в объеме матрицы, видимого реакционного слоя на границе раздела Ti–SiC не наблюдается ни в одном из типов образцов.
Рис. 4. Микроструктура МКМ системы Ti–10 % (объемн.) SiC [21]
Результаты испытаний при сжатии образцов МКМ системы Ti–SiC представлены на рис. 5, а. Пластичность при сжатии (пластическая деформация >50 %) сохраняется в образцах первого и второго типов. Предел текучести образцов первого и второго типов (500–550 МПа) больше предела текучести чистого титана (рис. 5, а). Предел прочности при изгибе и пластичность образцов из МКМ системы Ti–SiC (первого и второго типов) оценивают соответственно приблизительно на уровне 270–350 МПа и 0,3–0,6 % при проведении испытаний на трехточечный изгиб. Отмечено, что отжиг образцов после ударно-волновой консолидации значительно улучшает пластичность при сжатии композиционного материала. Отожженные образцы из МКМ системы Ti–SiC первого и второго типов имеют повышенные прочность при изгибе (>450 МПа) и пластичность (>5 %). У образцов третьего типа предел текучести при сжатии составляет 1300–1500 МПа, но наблюдается лишь ограниченная пластичность при сжатии (пластическая деформация <(4–5) %) по сравнению с образцами первого и второго типов. Отжиг образцов третьего типа не изменил его низкой пластичности при сжатии (рис. 5, б).
Рис. 5. Результаты испытания при сжатии отожженных и неотожженных образцов из МКМ системы Ti–SiC первого и второго типов (а) и третьего типа (б) (Ti׳ – материал, спеченный из гранул, после механического легирования без добавления частиц SiC; пунктирная линия – отожженные образцы) [21]
В научно-технических литературных источниках [11–13] считается, что тугоплавкие частицы TiB2 являютсянаиболее подходящими для упрочнения титана, поскольку при их введении в матрицу возникают наименьшие остаточные напряжения, поэтому композиционный материал обладает механической и термической стабильностью. Отмечено также, что частицы TiB и титан имеют почти одинаковые значения плотности и ТКЛР.
В работе [22] исследован композиционный материал на основе титанового сплава состава Ti–6Al–4V, армированный частицами TiB2, полученный методом реактивного горячего спекания с последующим экструдированием. Усы (whisker) TiBw синтезированы in situ по реакции между титаном и соединением TiB2 в процессе спекания, они распределены по границам зерен матрицы (рис. 6, а), а после операции экструзии – достаточно равномерно в объеме матрицы; видимого реакционного слоя на границе раздела не наблюдается.
Рис. 6. Микроструктура композиционного материала состава (Ti–6Al–4V) + TiBw после
спекания (а) и экструзии (б) [22]
Авторы статьи [22] провели исследование влияния закалки и старения на механические свойства композиционного материала состава (Ti–6Al–4V) + 5 % (объемн.) TiBw. Твердость увеличивается (рис. 7) с повышением температуры закалки вследствие увеличения объемной доли трансформированной β-фазы в диапазоне двухфазной области. При превращении α׳-фазы в β-фазу (рис. 8) твердость материала уменьшается с увеличением температуры старения вследствие того, что мелкая (α + β)-фаза с увеличением температуры старения превращается в грубую фазу (рис. 8).
На рис. 9 приведены кривые при растяжении для различных параметров термообработки. Прочность экструдированного композиционного материала состава (Ti–6Al–4V) + 5 % (объемн.) TiBw увеличивается с повышением температуры закалки и уменьшается с увеличением температуры старения. Оптимальное соотношение прочности при растяжении (1365 МПа) и относительного удлинения (7,9 %) композиционного материала получено при закалке с 990 °С с последующим старением при 600 °С (табл. 1).
Рис. 9. Кривые растягивающего напряженно-деформированного состояния при комнатной температуре экструдированного композиционного материала состава (Ti–6Al–4V) + 5 % (объемн.) TiBw, термообработанного по различным режимам [22]: 1 – без термообработки; после закалки при температурах 990 (2, 4, 5) и 930 °С (3) и отжига при температурах 500 (3, 4) и 600 °С (5)
Таблица 1
Свойства при растяжении композиционного материала
состава (Ti–6Al–4V) + 5 % (объемн.) TiBw при комнатной температуре [21]
Условный номер режима | Режим термической обработки | σ0,2 | σв | δ, % |
МПа | ||||
1 | Без термообработки | 1102,3 | 1207,0 | 12,0 |
2 | Закалка при 990 °С | 1196,5 | 1312,2 | 4,1 |
3 | Закалка при 930 °С + отжиг при 500 °С | 1231,7 | 1311,4 | 7,7 |
4 | Закалка при 990 °С + отжиг при 500 °С | 1334,2 | 1391,6 | 6,1 |
5 | Закалка при 990 °С + отжиг при 600 °С | 1309,7 | 1365,4 | 7,9 |
В аналогичных работах [23, 24] исследовано влияние термической обработки на механические свойства и сделан вывод об увеличении механических свойств термически обработанного композиционного материала по отношению к материалу без обработки. Добавление 5 % (объемн.) частиц TiB2 позволяет повысить прочность при растяжении с 885 до 1090 МПа, но при этом снижается относительное удлинение – с 11,3 до 3,6 %. Термическая обработка композиционного материала повышает прочность при растяжении до 1160 МПа и относительное удлинение – до 7 % [23].
В статье [25] исследовано влияние количества частиц TiC на механические свойства композиционного материала системы (Ti–Mo–Al) + TiC, полученного методом дуговой плавки в среде аргона с последующим отжигом. Исследованы образцы двух видов (Ti60Mo25Al15 и Ti50Mo35Al15) с добавлением 0,1; 5 и 10 % (объемн.) TiC. Установлено, что с увеличением содержания TiC предел текучести увеличивается до 30 % при комнатной температуре, при повышенных температурах влияние частиц TiC менее выражено – до 12 %. В табл. 2 обобщены полученные результаты испытаний.
Таблица 2
Результаты испытания композиционного материала системы (Ti–Mo–Al) + TiC [25]
Условный номер образца | Состав материала, % (объемн.) | Плотность, г/см3 | Предел текучести, МПа, | ||
20 | 800 | 1000 | |||
1 | 60 Ti | 5,67 | 1022 | 658 | 248 |
2 | 60 Ti + 0,1 TiC | 5,65 | 1080 | 697 | 254 |
3 | 60 Ti + 5 TiC | 5,62 | 1125 | 738 | 265 |
4 | 60 Ti + 10 TiC | 5,58 | 1240 | 802 | 275 |
5 | 50 Ti | 6,23 | 1062 | 799 | 475 |
6 | 50 Ti + 0,1 TiC | 6,21 | 1134 | 820 | 480 |
7 | 50 Ti + 5 TiC | 6,16 | 1212 | 832 | 506 |
5 | 50 Ti + 10 TiC | 6,10 | 1385 | 837 | 529 |
На рис. 10 представлена микроструктура МКМ системы Ti60Mo25Al15–TiC. Частицы TiC (темные) расположены преимущественно в междендритных областях или на границах зерен матрицы системы Ti–Mo–Al (серая). В композиционных материалах, содержащих 10 % (объемн.) TiC, в матрице появляются первичные частицы TiC размером 5–10 мкм; микроструктуры отожженных материалов не отличаются морфологией от образцов, полученных после плавки.
Рис. 10. Микроструктуры МКМ системы Ti60Mo25Al15 в неотожженном (а, в)
и отожженном (б, г) состояниях с 5 (а, б) и 10 % (объемн.) (в, г) TiC [25]
Заключения
В данной работе представлены исследования по изготовлению и оценке влияния содержания различных армирующих элементов на свойства МКМ на основе титановых сплавов. Введение тугоплавких частиц TiB2, B4C, SiC и TiC в титан и его сплавы является эффективным способом повышения механических, износостойких и коррозионных свойств с одновременным уменьшением плотности материала, а также способствует расширению области применения МКМ. Размер и распределение армирующих частиц в матрице и их химическая активность оказывают большое влияние на микроструктуру и механические свойства. Проведение процесса термической обработки способствует увеличению механических характеристик. Металлические композиционные материалы, армированные твердыми частицами, имеют преимущество (по сравнению с МКМ, армированными непрерывными волокнами) в виде изотропности свойств, дешевле при производстве и поддаются последующей обработке.
- Гращенков Д.В. Стратегия развития неметаллических материалов, металлических композиционных материалов и теплозащиты // Авиационные материалы и технологии. 2017. № S. С. 264–271. DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-S-264-271.
- Антипов В.В. Перспективы развития алюминиевых, магниевых и титановых сплавов для изделий авиационно-космической техники // Авиационные материалы и технологии. 2017. № S. С. 186–194. DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-S-186-194.
- Каблов Е.Н., Валуева М.И., Зеленина И.В., Хмельницкий В.В., Алексашин В.М. Углепластики на основе бензоксазиновых олигомеров – перспективные материалы // Труды ВИАМ. 2020. № 1 (85). Ст. 07. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 02.06.2020). DOI: 10.18577/2307-6046-2020-0-1-68-77.
- Каблов Е.Н. Материалы нового поколения – основа инноваций, технологического лидерства и национальной безопасности России // Интеллект и технологии. 2016. № 2 (14). С. 16–21.
- Краснов Е.И., Курбаткина Е.И., Шавнев А.А., Серпова В.М., Жабин А.Н. Применение метода активной пайки для соединения волокнистых композиционных материалов с керамическими материалами (обзор) // Труды ВИАМ. 2020. № 10 (92). Ст. 07. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 02.06.2020). DOI: 10.18577/2307-6046-2020-0-10-63-72.
- Каблов Е.Н. Из чего сделать будущее? Материалы нового поколения, технологии их создания и переработки – основа инноваций // Крылья Родины. 2016. № 5. С. 8–18.
- Tian Y.S., Chen C.Z., Chen L.B., Liu J.H. Wear properties of alloyed layers produced by laser surface alloying of pure titanium with B4C and Ti mixed powders // Journal of Materials Science. 2005. No. 40. P. 4387–4390. DOI: 10.1007/s10853-005-0736-2.
- Fouvry S., Paulin C., Deyber S. Impact of contact size and complex gross-partial slip conditions on Ti–6Al–4V/Ti–6Al–4V fretting wear // Tribology International. 2009. Vol. 42. Is. 3. P. 461–474. DOI: 10.1016/j.triboint.2008.08.005.
- Qin Y.L., Geng L. Dry sliding wear behavior of titanium matrix composites hybrid-reinforced by in situ TiB whisker and TiC particle // Journal of Materials Science. 2011. No. 46 (14). P. 4980–4985. DOI: 10.1007/s10853-011-5415-x.
- Peng W.W., Zeng W.D., Wang Q.J., Yu H.Q. Comparative study on constitutive relationship of as-cast Ti60 titanium alloy during hot deformation based on Arrhenius-type and artificial neural network models // Materials and Design. 2013. Vol. 51. P. 95–104. DOI: 10.1016/j.matdes.2013.04.009.
- Popov A., Rossina N., Popova M. The effect of alloying on the ordering processes in near-alpha titanium alloys // Materials Science and Engineering A. 2013. Vol. 564. P. 284–287. DOI: 10.1016/j.msea.2012.11.043.
- Fu B.G., Wang H.W., Zou C., Wei Z. The effects of Nb content on microstructure and fracture behavior of near α titanium alloys // Materials and Design. 2015. Vol. 66. Part A. P. 267–273. DOI: 10.1016/j.matdes.2014.10.069.
- Jia W.J., Zeng W.D., Liu J.R. Influence of thermal exposure on the tensile properties and microstructures of Ti60 titanium alloy // Materials Science and Engineering A. 2011. Vol. 530. P. 511–518. DOI: 10.1016/j.msea.2011.10.011.
- Soorya Prakash K., Gopal P.M., Anburose D., Kavimani V. Mechanical, corrosion and wear characteristics of powder metallurgy processed Ti–6Al–4V/B4C metal matrix composites // Ain Shams Engineering Journal. 2018. Vol. 9. Is. 4. P. 1489–1496. DOI: 10.1016/j.asej.2016.11.003.
- Balaji V.S., Kumaran S. Dry sliding wear behavior of titanium (TiB + TiC) in situ composite developed by spark plasma sintering // Tribology Transactions. 2015. Vol. 58. Is. 4. P. 698–703. DOI: 10.1080/10402004.2014.993780.
- Zheng B., Dong F., Yuan X. et al. Microstructure and tribological behavior of in situ synthesized (TiB + TiC)/Ti6Al4V (TiB/TiC = 1/1) composites // Tribology International. 2020. Vol. 145. Reference 106177. DOI: 10.1016/j.triboint.2020.106177.
- Mohanavel V., Vijayakumar M.D. Mechanical properties of titanium matrix composites fabricated via powder metallurgy method // Materials Today: Proceedings. 2020. P. 5–10. DOI: 10.1016/j.matpr.2020.04.569.
- Fereiduni E., Ghasemi A., Elbestawi M. Selective laser melting of hybrid ex-situ/in-situ reinforced titanium matrix composites: Laser/powder interaction, reinforcement formation mechanism, and non-equilibrium microstructural evolutions // Materials & Design. 2019. Vol. 184. Reference 108185. DOI: 10.1016/j.matdes.2019.108185.
- Loretto M.H., Konitzer D.G. The effect of matrix reinforcement reaction on fracture in Ti–6Ai–4V-base composites // Metallurgical Transactions A. 1990. Vol. 21А. P. 1579–1587. DOI: 10.1007/BF02672573.
- Reeves A.J., Dunlop H., Clyne T.W. The effect of interfacial reaction layer thickness on fracture of titanium-SiC particulate composites // Metallurgical Transactions A. 1992. Vol. 23. Is. 3. P. 977–988. DOI: 10.1007/BF02675572.
- Tong W., Ravichandran G., Christman T., Vreeland T. Processing SiC-particulate reinforced titanium-based metal matrix composites by shock wave consolidation // Acta Metallurgica et Materialia. 1995. Vol. 43. Is. 1. P. 235–250. DOI: 10.1016/0956-7151(95)90279-1.
- Wang B., Huang L.J., Geng L. Effects of heat treatments on the microstructure and mechanical properties of as-extruded TiBw/Ti6Al4V composites // Materials Science & Engineering A. 2012. Vol. 558. P. 663–667. DOI: 10.1016/j.msea.2012.08.071.
- Huang L.J., Geng L., Li A.B. et al. In situ TiBw/Ti–6Al–4V composites with novel reinforcement architecture fabricated by reaction hot pressing // Scripta Materialia. 2009. Vol. 60. Is. 11. P. 996–999. DOI: 10.1016/j.scriptamat.2009.02.032.
- Wang B., Huang L.J., Geng L. et al. Effects of heat treatments on microstructure and tensile properties of as-extruded TiBw/near-α Ti composites // Materials and Design. 2015. Vol. 85. P. 679–686. DOI: 10.1016/j.matdes.2015.07.058.
- Badini C., Ubertalli G., Puppo D., Fino P. High temperature behaviour of a Ti–6Al–4V/TiCp composite processed by BE-CIP-HIP method // Journal of Materials Science. 2000. Vol. 35. P. 3903–3912. DOI: 10.1023/A:1004893700762.