Диссертация (1025543), страница 4

Просмтор этого файла доступен только зарегистрированным пользователям. Но у нас супер быстрая регистрация: достаточно только электронной почты!

Текст из файла (страница 4)

1.15.Ванны расплава в микроструктуре продольного сечения МСС 18Ni300 [7] (а) ипоперечного сечения сплава инконель 939 [52] (б)Формирование ванн расплава и слоистое строение микроструктуры являетсяхарактерным для сплавов различного состава, получаемых методом СЛП [4, 6-10,13, 16, 20, 47, 48, 53-55], что в ряде случаев приводит к анизотропии их свойств[12, 23, 46, 48, 52, 56-58].Из микроструктур, представленных во многих исследованиях, видно, чтованны расплава разбиты на отдельные фрагменты [4, 8, 12, 47, 48, 56]. На Рис.1.16 приведена микроструктура аустенитной стали 03Х17Н14М3, полученнойСЛП методом, в которой наблюдается фрагментация ванн расплава. Из рисункавидно, что фрагменты могут пересекать границу между ваннами расплава [4].Большинство авторов никак не комментируют природу происхожденияфрагментов; исключение составляет статья [48], в которой рассматриваютсявозможные направления роста структурных фрагментов.

На микроструктуре,полученной методом растровой электронной микроскопии на аустенитной стали03Х17Н14М3 и представленной на Рис. 1.17, а, показаны границы между слоямии границы между треками, а на схеме, приведенной на Рис. 1.17, б, стрелкамипоказано направление теплоотвода в ваннах расплава, а, следовательно, и25предполагаемое направление роста кристаллов. Исходя из этого, авторыпредполагают, что отдельный фрагмент может пересекать границу между слоями,но не может пересекать границу между треками (Рис. 1.17). Из рисунка видно, чтопри пересечении границы между слоями направление роста не изменяется, т.е.здесь возможен эпитаксиальный рост последующего слоя на предыдущем (Рис.1.17, б). А на границе между треками направление роста меняется, поэтомуфрагмент, принадлежащий соседнему треку, не продолжит свой рост послепересечения трековой границы.Рис. 1.16.

Фрагменты в структуре стали 03Х17Н14М3 [4]Рис. 1.17. Границы между слоями и треками: микроструктуры стали03Х17Н14М3 (а); схема микроструктуры (б) [48]26Рост фрагментов через границу слоев характерен для никелевых сплавовразличного состава [52, 59-65]. На Рис. 1.18, а представлена структура сплава Ni16%Cr 8%Co 2%Mo 3%W 2%Ta 1%Nb 3%Al 3%Ti 0.1%C 0.01%B(инконель 738LC) [60]. В поперечном сечении длина фрагментов может достигать1 мм при толщине слоя порядка 60 мкм. На Рис. 1.18, в, г представлена EBSDкарта распределения кристаллографических ориентировок фрагментов структуры,изкоторойвидно,чтопродольноеипоперечноесечениеобразцапреимущественно совпадает с кристаллографическими плоскостями типа {001}.Тогда в направлении движения лазера и роста объекта преимущественнорасполагается кристаллографическое направление <001>.Рис.

1.18. Микроструктура продольного (а) и поперечного сечения сплаваинконель 738LC (б); EBSD анализ этих сечений [60] (в, г)Для сталей не характерно формирование выраженной текстуры вдольнаправления роста объекта, и фрагменты в основном имеют хаотическую27ориентировку внутри ванны расплава (Рис. 1.19, а) [7-10, 48, 58]. Однако в работе[58], при использовании мощности лазерного излучения, не характерной дляпроцесса СЛП – 1000 Вт, был получен образец стали 03Х17Н14М3 спреимущественной ориентировкой фрагментов: плоскость продольного сеченияисследуемого шлифа совпадала с плоскостью {001} −твердого раствора (Рис.1.19, б).Рис.

1.19.Ориентировка фрагментов в стали 03Х17Н14М3 по результатам EBSD анализа:при мощности лазерного пучка 400 Вт (а), 1000 Вт (б) [58]В работе [66] рентгеновским методом построения полюсных фигур изучалитекстуру алюминиевого сплава Al-10%Si-Mg (АК9ч), полученного методом СЛП,в зависимости от стратегии сканирования лазера. Получили, что при движениилуча вдоль одного направления (диагональная стратегия плавления) формируетсясильная текстура; в каждом слое ориентация фрагментов вдоль направлениясканирования лазера соответствует кристаллографическому направлению <100>,а вдоль направления роста детали наблюдалась более слабая текстура волочения<110>. Изменение направления сканирования в каждом втором слое на 9028градусов (перекрестная стратегия плавления) приводит к уменьшению остротытекстуры примерно на 35%. Применение шахматной стратегии плавления (Рис.1.14) приводит к образованию только слабой текстуры <100> вдоль направленияроста детали.В работе [8] на стали 03Х17Н14М3 авторы изучали закономерностиориентировкифрагментоввнутриваннырасплава.Вэкспериментеиспользовалась мощность лазерного излучения 50 Вт, скорость сканирования 80280 мм/с при температуре подложки 80°С.

Было обнаружено, что фрагментыимеют вытянутую форму и растут под фиксированным углом относительнонаправления движения лазера. Величина этого угла зависит от скоростисканирования. Так, при скорости сканирования 80 мм/с можно выделить двеобласти: внизу ванны расплава угол роста фрагмента составляет 60÷70 градусов, авверху становится почти горизонтальным – около 10 градусов. Так как в образце впроцессе СЛП синтеза происходит повторное переплавление ванн расплава, то вовсем его объеме формируется одинаковая структура с углом наклона фрагментов60÷70 градусов. При увеличении скорости сканирования разница междунаправлениями роста фрагментов вверху и внизу ванны расплава становитсяменьше, и при 280 мм/с все фрагменты кристаллизуются под углом 60÷70градусов (Рис. 1.20).

Подогрев подложки до 900°С не оказывает влияния нанаправление роста фрагментов.Таким образом, изменяя технологические параметры получения объектов,основными из которых является скорость сканирования, мощность и стратегияплавления, можно влиять на ориентацию фрагментов в ванне расплава, что в своюочередь будет определять текстуру в образце и анизотропию его свойств [8, 58,66].Вработемикроспектрального[8]ваустенитнойрентгеновскогосталианализа03Х17Н14М3определялиметодомоднородностьраспределения химических элементов внутри ванны расплава. Было показано, чтонезависимо от температуры подложки (900°C и 80°C) при скорости сканирования80 мм/с в центре ванны расплава формируются области, обогащенные атомами29Mo. При больших скоростях сканирования (120280 мм/с) независимо оттемпературы подложки ликвации Мо по объему ванны расплава обнаружено небыло.Рис.

1.20. Ориентировка фрагментов в продольной плоскости стали03Х17Н14М3 [8]В подавляющем большинстве экспериментальных работ, включающихструктурные исследования, показано, что фрагменты не имеют гомогенногостроения, а разбиты на мелкие ячейки кристаллизации [4, 16, 47, 67]. Послеселективного лазерного плавления ячейки кристаллизации наблюдаются всплавах самого разного состава: в сталях [4, 7-9, 48, 54, 68, 69], в никелевыхсплавах [52, 61, 62, 70-74], в сплавах систем Co–29%Cr–6%Mo [75, 76],Al10%SiMg [60, 67, 77] (Рис. 1.21).Авторы работы [48], где рассматривается влияние СЛП на структурусплавов различного состава, высказывают мнение, что формирование ячеистойструктуры  это результат быстрой и направленной к центру ванны расплавакристаллизации.

Однако результаты металлографического анализа указывают на30то, что ориентация фрагментов, состоящих из ячеек, имеет более сложныйхарактер распределения.Красными стрелками показаны границы ванн расплавов на поперечном сеченииРис. 1.21.Ячеистая структура сплавов Al10%SiMg (а); 03Х17Н14М3 (б);МСС (18Ni300) (в); ХН45МВТЮБР (г) [48]Известно, что причиной формирования ячеистой структуры может бытьконцентрационное переохлаждение расплава [78-80].

Если в сплаве присутствуеткомпонент, понижающий температуры ликвидус и солидус (элемент А надиаграмме (Рис. 1.22, б), то концентрация этого компонента в твердой фазе (А2)будет ниже, чем в жидкой фазе, находящейся в равновесии с ней. Следовательно,по мере кристаллизации растворенный компонент выталкивается в расплав,обогащая его на границе раздела расплав  твердая фаза (Рис.

1.22, а). В31соответствии с диаграммой состояния, изменению концентрации компонента С Асоответствует изменение температуры ликвидус. Если изменение температурырасплавас удалением от фронта кристаллизации (grad T) соответствуетпунктирной линии на Рис. 1.22, а, вблизи фронта кристаллизации расплавпереохлажден относительно температуры равновесия То (концентрационноепереохлаждение) [80]. В зависимости от величины переохлаждения Тконфигурация фронта кристаллизации может быть ячеистой (Т1) или дедритной(Т2 > Т1).

Если кривая grad T будет лежать выше температуры равновесия, тобудет формироваться плоский фронт кристаллизации. Переход от дендритного кячеистомуконкретнойфронтукристаллизациивеличинойотношениядлякаждоготемпературногосплавахарактерезуетсяградиентаккорнюквадратному из скорости кристаллизации.Рис. 1.22.Изменение концентрации растворенного элемента вблизи фронта кристаллизациии соответствующее изменение температуры ликвидус в расплаве (а); диаграммасостояния А-В, компонент А понижает температуру солидус (б)В работе [48] авторы считают, что ячейки кристаллизации являютсясубзеренной структурой, т.е. это области с близкой кристаллографическойориентировкой,разделенныемалоугловымиграницами.Близкая32кристаллографическая ориентировка ячеек также подтверждается результатамиEBSD анализа, представленного на Рис. 1.18, б, 1.19, б, так как фрагмент,разбитый на ячейки, окрашен одним цветом.

Как правило, диаметр ячеексоставляет менее 1 мкм, в продольном сечении ячейки представляют собойстолбчатые кристаллы. Авторы ряда исследований считают, что малый диаметрячеек кристаллизации приводит к высокому уровню прочностных характеристиксплавов, полученных методом СЛП [8, 48]. В соответствии с уравнением ХоллаПетча:σT=σ0+kd-0.5 ,где(1.2)σT  предел текучести, МПа;σ0напряжение,необходимоедляскольжениядислокацийвмонокристалле;k  индивидуальная для каждого материала константа;d  средний размер ячейки кристаллизации.Известно, что хотя субзеренные границы являются малоугловыми, но онимогут служить барьерами для движения дислокаций.При определении предела текучести сплава по формуле (1.2) для сплавов сячеистой структурой вместо d используется дендритный параметр. Его величиназависит от химического состава материала и скорости охлаждения.

Характеристики

Список файлов диссертации