Full Text

Введение Сплавы на основе титана получили широкое распространение в области медицины. Среди прочих особое место занимают биоинертные сплавы системы Ti-Nb. Их физико-механические характеристики, прежде всего низкий модуль упругости и биоинертные свойства, определили их применение в производстве медицинских имплантатов [1-4]. Однако указанные сплавы имеют и свои недостатки. Стоимость титана и ниобия достаточно высока, что увеличивает и стоимость готовых изделий. Использование аддитивных технологий, например селективного лазерного сплавления (СЛС), значительно уменьшает расход материала и, следовательно, стоимость изделий [5, 6]. Методом СЛС можно получать изделия высокой плотности, а также задавать в изделии пористость требуемого уровня [7-10]. Главным достоинством применения метода СЛС для медицинской имплантологии, наряду с другими аддитивными технологиями, является возможность создания изделий точной формы, повторяющих фрагменты человеческой кости [11]. В процессе СЛС происходит послойное сплавление исходного материала лазерным лучом. Обычно СЛС осуществляется в защитной среде; возможна подача азота или аргона, а также реализация процесса сплавления в вакууме. В качестве исходного материала используются порошки, которые могут предварительно подогреваться непосредственно перед началом процесса. Для реализации СЛС необходимы мелкодисперсные порошки, способные быстро затвердевать. Изделие формируется на платформе в замкнутой камере. Ровный слой порошкового материала подается из бункера, после чего луч лазера, проходя по заданной траектории, спекает участки порошка в виде треков с наложением друг на друга, формируя единичный слой изделия. Для формирования следующего слоя платформа опускается на расстояние, равное величине этого слоя. Затем процедура повторяется до тех пор, пока изделие необходимых размеров и формы не будет готово. Когда изделие готово, излишки порошка удаляются встряхиванием и/или зачисткой и могут впоследствии быть использованы повторно [5, 12]. Задачей данного исследования было изучение особенностей формирования в процессе СЛС фазового состава и структуры сплава состава Ti - 40 мас. % Nb. Материалы и методы исследования Из всех сплавов системы Ti-Nb наименьшим модулем упругости обладает сплав состава Ti - 40 мас. % Nb [1], поэтому данный состав был выбран для формирования сплава методом СЛС. В качестве исходного материала использовались порошки технически чистого титана марки ПТМ и ниобия марки НПБ-а. В процессе сплавления два исходных компонента - Ti и Nb - должны сформировать сплав с однородным элементным и фазовым составом, с мелкозернистой структурой и с требуемыми физико-механическими характеристиками. Эта задача требует предварительной подготовки материала, так как, во-первых, порошки Ti и Nb в процессе высокоскоростного сплавления не успевают полностью взаимодействовать друг с другом. Во-вторых, они имеют значительно различающиеся температуры плавления. С целью решения данных проблем формирования сплава при СЛС порошки Ti и Nb предварительно смешивались в шаровой мельнице АГО-2С в течение 15 мин. В результате получался композитный порошок требуемого состава Ti - 40 мас. % Nb овальной формы с размером частиц 5-60 мкм, что соответствует требованиям к порошкам для СЛС [5]. СЛС выполнялось на установке ВАРИСКАФ 100МВ [13]. Порошковый материал насыпался на подложку из титана ВТ1-0. Режим СЛС: мощность - 105 Вт, скорость сканирования лучом лазера - 2000 мм/мин, диаметр пятна - 0,7 мм, шаг сканирования - 0,1 мм, температура подложки в начале сплавления - 200 °C. Для определения толщины формируемого монослоя СЛС проводили на насыпке из порошка толщиной 0,5 мм. При увеличении количества сплавляемых слоев была выбрана толщина насыпки из эксперимента, и она составила 0,2 мм. Исследовались образцы, состоящие из одного и восьми слоев. Для каждого последующего слоя направление сканирования изменялось на 90°. Исследования проводились на оборудовании ЦКП «НАНОТЕХ» ИФПМ СО РАН: рентгеновский дифрактометр ДРОН-7 («Буревестник», Россия), растровый электронный микроскоп LEO EVO 50 (Zeiss, Германия); и ЦКП «Лаборатория электронной микроскопии» НГТУ (г. Новосибирск): растровый электронный микроскоп Zeiss EVO 50 XVP (Zeiss, Германия). Исследована структура полученных методом СЛС образцов сплава Ti - 40 мас. % Nb. Результаты эксперимента и их обсуждение Как видно на оптическом изображении поверхности монослоя (рис. 1, а), в результате движения лазерного пучка по заданной траектории материал на поверхности кристаллизуется наложенными друг на друга треками. Присутствие пор и полостей обусловлено эффектом каплеобразования в процессе плавления и кристаллизации материала насыпки [14]. Топография поверхности многослойного образца (рис. 1, б) частично повторяет топографию монослоя, поскольку каждый формирующийся слой в многослойном образце укладывается на поверхность предыдущего слоя с повторением схемы формирования монослоя. Рис. 1. Оптические изображения поверхностей монослойного (а) и многослойного (б) образцов сплава Ti-Nb Как показала РЭМ поперечного излома монослоя (рис. 2), сплавление материала происходит не на всю глубину насыпки. Нижняя часть насыпанного порошка спекается, образуя связи лишь по границе между отдельными частицами порошка (зона спеченного порошка). Выше следует полностью расплавленный и кристаллизовавшийся материал, в котором различима структурная зона с размером зерен от 2 до 8 мкм (нижняя зона сплавления) и вторая зона с размером зерна до 24 мкм (верхняя зона сплавления). Рис. 2. РЭМ-изображение поверхности излома монослоя Во всем монослое присутствуют поры. В зоне спеченного порошка пористость определяется насыпной плотностью материала до спекания с учетом усадки в процессе спекания. Поры формируются в пространстве между спекшимися частицами и имеют неправильную разветвленную форму. На границе между спекшимся и расплавленным материалом формируются усадочные раковины размером до 30 мкм, образованные за счет усадки жидкого металла. Поры образуются и внутри закристаллизованного материала. В нижней зоне сплавления образуются газовые поры округлой формы с размером от 1 до 10 мкм. Поры располагаются на границах зерен. В верхней зоне сплавления пор меньше. Между нижней и верхней зонами сплавления располагаются крупные газовые поры размером от 20 до 60 мкм. Несмотря на визуально наблюдаемую разнозернистость нижней и верхней зон сплавления, анализ размера зерна методом секущих показал, что общий разброс значений размера зерна в монослое составляет 1-35 мкм. Как видно на гистограмме, бимодального характера распределения зерен по размерам не наблюдается, что указывает на отсутствие в монослое разнозернистости. Размер зерна плавно возрастает от нижней зоны сплавления к верхней. При этом во всем объеме слоя присутствует часть мелких зерен размером от 2 до 10 мкм и часть зерен, размер которых возрастает в верхней зоне сплавления (рис. 3). Из градиентного по глубине строения монослоя следует, что процесс нагрева, охлаждения и кристаллизации сплава проходит в температурно-временном интервале. При воздействии лазерного луча осуществляется плавление большей части порошкового материала, расположенного ближе к источнику нагрева - в верхней части насыпки. В зоне нерасплавленного материала происходят нагрев, усадка и спекание частиц порошка по границам. В результате образуется нижняя зона монослоя с губчатым строением. Охлаждение жидкого металла начинается на границе раздела «спеченный слой - жидкость». Теплоотвод идет в сторону зоны спеченного порошка и подложки. В обратном направлении, от границы со спеченным порошковым материалом, происходит кристаллизация, за счет чего образуются крупные усадочные поры. В нижней части кристаллизующейся ванны высокие скорости охлаждения обеспечивают формирование мелкозернистой структуры с включениями по границам зерен мелких газовых пор. В верхней части кристаллизующейся ванны, где теплоотвод в подложку затруднен, условия охлаждения обеспечивают более равновесные условия кристаллизации материала. В результате в верхней части монослоя образуется структура с большим размером зерна и с незначительной пористостью. а б Рис. 3. Гистограммы распределения размеров зерен нижней (а) и верхней (б) зон сплавления монослоя Граница между зоной сплавления и зоной с губчатым строением нелинейная. Толщина проплавленного слоя варьируется от 200 до 250 мкм (см. рис. 2). В связи с неоднородностью толщины монослоя и с целью исключения непроплава для послойного сплавления была выбрана толщина насыпки порошка, равная минимальной толщине проплавленного слоя, - 200 мкм. Анализ излома многослойного образца показал, что процесс его формирования обусловлен наложением слоев друг на друга [15]. При этом процесс наложения слоев сопровождается формированием макродефектов: зон спеченного порошка, крупных усадочных раковин, границ раздела между слоями (рис. 4). Рис. 4. РЭМ-изображение поверхности излома многослойного образца Наличие в многослойном образце макродефектов обусловлено особенностью формирования отдельных слоев. При кристаллизации каждого слоя процесс каплеобразования сохраняется, формируя разнотолщинность образца. В образующихся за счет усадки пустотах и полостях слоя при последующей насыпке сплавляемого материала скапливается порошок. Этот порошок не проплавляется при последующем проходе лазерного пучка и сохраняется в углублениях между слоями в виде зон спеченного порошка. При приготовлении изломов образцов для РЭМ зоны спеченного порошка, являясь самыми непрочными, провоцируют прохождение трещин по своему объему. В результате на РЭМ-изображении излома можно видеть значительное количество участков спеченного порошка (см. рис. 4). В действительности основной объем образца занимает проплавленный материал. По сечению многослойного образца в каждом слое транслируется структура монослоя. Весь образец состоит из чередующихся вышеописанных зон проплавленного монослоя. Также как и в монослое, каждый сплавленный слой имеет градиентную зеренную структуру (рис. 5). Рис. 5. РЭМ-изображение структуры одного из слоев в многослойном образце Пористость в проплавленных участках сохраняется, при этом величина пористости снижается за счет снижения доли усадочных раковин в областях спеченного порошка. Снижение пористости обусловлено снижением толщины насыпки для второго и последующих слоев. При наращивании образца насыпанный материал расплавляется полностью (за исключением порошка, попавшего в полости предыдущего слоя) и его кристаллизация начинается не от слоя порошкового материала, а от твердой поверхности предыдущего слоя. Меняющиеся при этом условия затвердевания меняют и условия формирования пористости. Важным показателем формирования в процессе СЛС сплава Ti-Nb является однородность распределения компонентов сплава по сечению слоя и всего образца. Результаты картирования изломов с помощью ЭДМА показали, что в монослое распределение компонентов сплава Ti и Nb равномерное (рис. 6). Рис. 6. РЭМ-изображение излома монослоя (а) и распределения Ti (б) и Nb (в) Доля ниобия в сплаве изменяется в небольших пределах от 36 до 38 мас. %. Равномерное распределение элементов и указанное соотношение компонентов Ti и Nb, соответствующих исследуемому сплаву, имеет место и в многослойном образце. Сплав в монослое состоит из двух фаз: равновесной фазы β-Ti-Nb и неравновесной α''-фазы. Фаза β-Ti-Nb представляет собой твердый раствор Ti и Nb с ОЦК-решеткой. На рентгеновских дифрактограммах исследуемых образцов идентифицируются отражения от плоскостей как фазы β-Ti-Nb, так и α''-фазы (рис. 7). Наличие α''-фазы объясняется неравновесными условиями охлаждения и кристаллизации материала [3, 16]. На это указывает и формирующаяся мелкозернистая структура (см. рис. 2). Рис. 7. Фрагмент рентгеновской дифрактограммы для многослойного образца Заключение В процессе СЛС формируется сплав Ti - 40 мас. % Nb, состоящий из двух фаз: равновесной фазы β-Ti-Nb и неравновесной α''-фазы. Многослойный образец представляет собой наложенные друг на друга монослои с градиентной структурой. К неоднородности строения ведет неравномерный теплоотвод при кристаллизации каждого слоя. При проведении СЛС требуется создать такие условия охлаждения и кристаллизации расплавившегося материала, когда весь объем слоя, а значит, и всего изделия, будет иметь структуру, подобную верхней зоне монослоя с достаточно мелким зерном и незначительной пористостью.

About the authors

Zh. G Kovalevskaia

Institute of Strength Physics and Materials Science; National Research Tomsk Polytechnic University

Email: zhanna_kovalevskaya@mail.ru

M. A Khimich

Institute of Strength Physics and Materials Science; National Research Tomsk State University

Email: khimich@ispms.tsc.ru

Iu. P Sharkeev

Institute of Strength Physics and Materials Science; National Research Tomsk Polytechnic University

Email: sharkeev@ispms.tsc.ru

E. V Babakova

Yurga Institute of Technology of National Research Tomsk Polytechnic University Affiliate

Email: babakova@tpu.ru

References

Statistics

Views

Abstract - 18

PDF (Russian) - 16

Refbacks

• There are currently no refbacks.