Алюминиевый композиционный материал для лазерного плавления Российский патент 2025 года по МПК C22C1/51 B22F1/12 C22C21/00 

Изобретение относится к области металлургии, связанной с алюминиевыми сплавами, имеющими ультрамелкодисперсную структуру. В частности, речь идет об алюминиевых матричных композиционных материалах. Так как на данный момент номенклатура алюминиевых композиционных материалов используемых в области аддитивных технологий крайне мала, то представленные составы могут быть использованы в различных отраслях промышленности и изготавливаться методом лазерного плавления, включая аддитивные лазерные технологии.

Известен металлический алюминиевый порошок для применения его в аддитивных технологиях (CN 109317661 В, опубл. 16.07.2021). Композитный порошок содержит базовый порошок и частицы упрочняющей фазы, причем базовым порошком является порошок AlSi10Mg, частицами упрочняющей фазы являются керамические частицы TiN, которые равномерно распределены в порошке основного сплава AlSi10Mg, а массовые доли базового порошка и частиц упрочняющей фазы соответственно следующие: AlSi10Mg 90-99%, TiN 1-10%. Согласно изобретению, керамические частицы используются в качестве упрочняющей фазы порошка на основе алюминия, благодаря чему повышается скорость лазерного поглощения композитного порошка, улучшается формуемость при печати при низкой мощности и снижается себестоимость производства. Упрочняющая фаза сохраняет наноструктуру после лазерной обработки, так что образуется мелкокристаллическое упрочнение, а твердость и предел прочности материала при растяжении повышаются. Порошок основного сплава и керамические частицы предварительно смешивают в ультразвуковом вибраторе частота вибрации составляет 10-30 кГц, а режим вибрации является непрерывным или импульсным; время диспергирования и предварительного смешивания с помощью ультразвуковой вибрации составляет 20-60 мин). Затем в течение 12 часов происходило смешение порошков в планетарной мельнице. После порошковые частицы размером 15-50 мкм отсеивают для получения порошка необходимой фракции для последующего плавления. Режим плавления: мощность лазера 80-100 Вт, скорость сканирования 200-600 мм/с, перекрытие 0,08-0,1 мм. Кроме того, в процессе селективного лазерного плавления и формования детали направление каждого слоя лазерных лучей поворачивается на угол 5-60 градусов, для снижения напряжения в детали, напечатанной на 3D-принтере. Предел прочности сплава при растяжении достигает 310-400 МПа, и по сравнению с литым сплавом Al-Si, сплав имеет значительное улучшение. Недостатком данного состава является недостаточно большой предел прочности конечного материала.

Известен металлический композиционный алюминиевый порошок, применяемый в аддитивных технологиях (CN 107812941 В, опубл. 18.08.2020). Композиционный порошок содержит алюминиевый порошок как основной и один или несколько порошков Sc, Zr и Ti, массовый процент которых не превышает 6 масс. %. Предварительно порошковую смесь измельчают в планетарной мельнице при режиме 100-500 об/мин и времени обработки 1-8 ч. Затем порошок просеивают, чтобы получить размер частиц не больше 75 мкм. Параметры лазера, которым обрабатывается заготовка композиционного материала: мощность лазера 300-400 Вт, температура нагрева подложки 100-200°С, скорость сканирования 600-1000 мм/с. В результате структура конечного материала становится мелкодисперсной, так как добавки Sc, Zr и Ti способствуют ее измельчению и изменяют форму зерен со столбчатой на равноосную. Недостатком данного состава является недостаточная прочность конечного материала за счет лишь дисперсного упрочнения

Известен металлический алюминиевый порошок для применения его в аддитивных технологиях (CN 105803271 В, опубл. 07.07.2017). Композиционный материал на основе доэвтектического силумина А1- Si, в котором содержание кремния не превышает 10,5% с добавками частиц редкоземельных металлов в количестве не более 0,8 масс. %, а также частицы порошков TiC/SiC. Общее количество упрочняющих частиц не должно превышать 4-6 масс. %. Предварительно порошок перемалывают в планетарной мельнице в атмосфере аргона в течение 4-8 часов со скоростью 250-350 об/мин. Параметры печати 3D-принтера: Мощность лазера составляет 100-130 Вт и толщина порошкового слоя 50 мкм. Предел прочности получаемых сплавов в среднем составляет 389-471 МПа. Недостатком данного метода является дороговизна керамических и редкоземельных частиц, а также недостаточно большой предел прочности.

Известен металлический алюминиевый порошок для применения его в аддитивных технологиях (CN 107299239 В, опубл. 03.09.2019). В основе композиционного материала лежит порошка алюминиевого сплава AlSi10Mg, а также частицы графена. Общая доля графена от конечной массы заготовки композиционного материала составляет 1-5 масс. %. Предварительно порошки алюминиевого сплава и графена смешивают с дегидратированным спиртом по отдельности и перемешивают в ультразвуковом смесителе в течение 2-5 часов. Затем оба получившихся раствора помещают в планетарную мельницу и перемалывают в течение 0,5-1,5 ч при температуре 5-10°С и скорости 150-250 об/мин. Затем с помощью центрифуги осушают получившийся порошок, а затем помещают в вакуумную печь для избавления от остатков спирта. При плавлении параметры лазера составляют мощность 180 Вт и скорость сканирования 1200 мм/с, каждый последующий слой печатается с поворотом лазерного луча на 67°. Заявлено, что предел прочности на растяжение повышается 80%, а предел прочности на сжатие - на 20%. Недостатком данного метода является дороговизна графена и длительное время получения заготовки композиционного материала.

Известен металлический алюминиевый порошок для применения его в аддитивных технологиях (CN 109759578 В, опубл. 23.11.2021). Композиционный материал содержит порошок алюминиевого сплава, относящегося к группе силуминов, 2% TiB₂ и 1-3% SiC. Частицы порошка из алюминиевого сплава имеют сферическую форму, размер частиц составляет 15-53 мкм, частицы TiB₂ имеют размер частиц 20-100 нм и средний размер частиц 50 нм; размер керамических частиц SiC составляет 300-500 нм. После подготовки навесок заготовок композиционного материала порошковые частицы перемалывают в планетарной мельнице в течение не менее 8 часов при скорости 200-500 об/мин. Затем в вакуумной печи производят сушку порошка при 60° и уже после используют его в печати. Основные параметры плавления порошка: мощность лазера 180 Вт, скорость сканирования 1000 мм/с и толщина слоя порошка 30 мкм, микротвердость полученного материала достигает 160 HV0.3. Недостатком этого метода и состава является недостаточно высокая твердость конечного материала при энерго- и ресурсозатратном процессе производства.

Задачей данного изобретения является повышение уровня характеристик механических свойств при комнатной и повышенной температурах за счет формирования карбидов как продуктов взаимодействия исходных компонентов в процессе лазерного плавления и снижение себестоимости композиционного материала за счет использования порошка сплава ВТ5 вместо порошка TiC.

Техническим результатом данного изобретения является обеспечение высокого уровня твердости при комнатной температуре (164-213 HV_0.05) и температуре 200-400°С (195-213 _HV0.05), что достигается за счет прохождения in-situ реакции между алюминием, титаном и карбидом кремния с образованием тугоплавких карбидов типа SiC и TiC.

Указанный технический результат достигается следующим образом.

Алюминиевый композиционный материал для лазерного плавления содержит порошок алюминиевого сплава Al-Si и субмикронные керамические частицы SiC, причем он дополнительно содержит частицы титанового сплава ВТ5 при следующем соотношении компонентов, масс. %:

субмикронные керамические частицы SiC - 8,5-13,5;

титановый сплав марки ВТ5 - 12-15;

алюминиевый сплав Al-Si - 71,5-79,5.

Комплексное взаимодействие расплавленных лазером керамических частиц SiC и ВТ5 приводит к формированию дисперсных интерметаллидные фаз и эвтектики, состоящие из карбидов SiC, TiC, Al₄SiC₄, образование которых происходит in-situ в процессе расплавления порошков лазерным лучом. При этом энергозатраты на расплавление исходных частиц снижается по сравнению с аналогичными составами, содержащими TiC.

Короткое время существования расплава и высокая скорость охлаждения при кристаллизации позволяет получить очень дисперсное строение эвтектики и интерметаллидов, что обеспечивает желаемую структуру алюминиевого композиционного материала с высоким уровнем прочностных свойств.

Технология плавления лазерным лучом позволяет расширить классический диапазон легирования алюминия керамическими частицами SiC и частицами сплава ВТ, принятый для порошковой технологии получения композиционных материалов, что обусловлено высокой скоростью охлаждения. В свою очередь это позволяет сформировать композиционный материал с однородной и очень дисперсной структурой и получить значительный прирост прочностных характеристик.

Способ получения композиционного материала для лазерного плавления заключается в смешивании исходных порошков алюминиевого сплава Al-Si с размером частиц 15-45 мкм, с керамическими частицами SiC с размером 5 мкм, и частицами сплава ВТ5 с размером 5-10 мкм с использованием пневматического смесителя. Пневматический смеситель представляет собой герметичное устройство, в котором происходит процесс смешивания порошков в кипящем слое при помощи потока аргона, который подается в камеру под давлением 2 атм при помощи компрессора с ресивером (компрессор закачивает аргон в камеру и создает нужное давление). Перемешивание происходит в течение 20 мин. Камера для перемешивания порошка представляет собой акриловую трубу с внутренним диаметром 46 мм, толщиной стенки 2 мм и общей длиной 500 мм. Конструкция верхнего узла представляет собой корпус, который надевается на трубу. Крепление корпуса к трубе осуществляется за счет гайки и резинового уплотнителя между гайкой и корпусом. Гайка обеспечивает прижим уплотнителя к трубе. При закручивании гайки коническая часть уплотнителя герметично прижимается к внутренней фаске корпуса, в результате чего происходит уменьшение внутреннего диаметра уплотнителя, что в свою очередь обеспечивает механическое соединение узла с трубой. Конструкция нижнего узла представляет собой герметичный корпус, который надевается на трубу и позволяет удерживать порошок внутри смесителя и имеет возможность подключения воздушного компрессора для создания воздушного потока. Соединение нижнего узла с установкой осуществляется за счет двух резиновых колец. В нижней части узла присутствует трубная резьба 3/4 дюйма, предназначенная для крепления переходника к пневматическому цанговому фитингу. После сборки и закрепления установки на штативе, к нижнему узлу подключается трубка воздушного компрессора с ресивером.

Лазерное плавление полученного композиционного материала осуществляют Nd:YAG - лазером с длиной волны излучения 1064 нм при следующих параметрах: напряжение питания лазера 200-240 В, длительность импульса - 10 мс, скорость сканирования - 0,25 мм/с, перекрытие - 0,1 мм. Фокусное расстояние - 10 см. В качестве защитной атмосферы используют аргон высокой чистоты (марки 5.5).

Структура после лазерного плавления композиционного материала характеризуется высокой однородностью и дисперсностью структурных составляющих. Благодаря расплавлению частиц порошка сплава ВТ5 формируется ультрамелкая фазы TiC, что приводит к значительному росту прочностных характеристик. Карбид кремния (SiC) способствует формированию игольчатой фазы, обогащенной кремнием, титаном и алюминием, длиной до 5 мкм. Высокая дисперсность структурных составляющих и их однородное распределение по объему композиционного материала обеспечивает высокий уровень твердости. Однородность структуры и чистота порошка обеспечивается равномерным смешиванием исходных компонентов с использованием пневматического смесителя в среде аргона.

Пример 1

Химический состав алюминиевого сплава Al-Si, используемого для получения алюминиевого матричного композита приведен в таблице 1. Состав алюминиевого матричного композита приведен в таблице 2 под названием А. Состав применяемого сплава марки ВТ5 приведен в таблице 3. Композиционный материал получали по технологии, описанной выше.

Полученный порошок подвергали лазерному плавлению при мощности лазерного излучения 200 В, длительности импульса 12 мс, скорости сканирования 1 мм/с, перекрытии 0,2 мм. Процесс плавления происходил при комнатной температуре. Структура материала после лазерного плавления характеризуется высокой дисперсностью, однако на треке видны границы ванны расплава, что никак не влияет на равномерное и полное расплавление тугоплавких карбидных частиц. Последнее достигается благодаря однородному перемешиванию исходных порошков в пневматическом смесителе. Первичная фаза кремния равномерно распределена по всему объему материала и ее размер составляет менее 1 мкм. Частицы TiC фазы равномерно распределены по всему объему, их размер составляет порядка 0,5 мкм.

Твердость определяли непосредственно после лазерного плавления без предварительного отжига. Твердость алюминиевого композиционного материала составляет 213 HV_0.05.

Пример 2

Химический состав алюминиевого сплава Al-Si, используемого для получения алюминиевого матричного композита приведен в таблице 1. Состав алюминиевого матричного композита приведен в таблице 2 под названием А. Состав применяемого сплава марки ВТ5 приведен в таблице 3. Композиционный материал получали по технологии, описанной выше.

Полученный порошок подвергали лазерному плавлению при мощности лазерного излучения 200 В, длительности импульса 12 мс, скорости сканирования 1 мм/с, перекрытии 0,2 мм. Процесс плавления происходил при комнатной температуре. Структура материала после 12-часового отжига при температуре 400°С после лазерного плавления характеризуется чуть менее высокой дисперсностью по сравнению со структурой до отжига. Первичная фаза кремния равномерно распределена по всему объему материала и ее размер составляет более 1 мкм. Частицы TiC фазы равномерно распределены по всему объему.

Твердость определяли непосредственно после лазерного плавления и 12-часового отжига при 400°С. Твердость алюминиевого композиционного материала составляет 159 HV_0.05.

Пример 3

Химический состав алюминиевого сплава Al-Si, используемого для получения алюминиевого матричного композита приведен в таблице 1. Состав алюминиевого матричного композита приведен в таблице 2 под названием А. Состав применяемого сплава марки ВТ5 приведен в таблице 3. Композиционный материал получали по технологии, описанной выше.

Полученный порошок подвергали лазерному плавлению при мощности лазерного излучения 300 В, длительности импульса 12 мс, скорости сканирования 1 мм/с, перекрытии 0,2 мм. Процесс плавления происходил при температуре 400°С. Структура материала после лазерного плавления характеризуется высокой дисперсностью, однако на треке видны границы ванны расплава, что никак не влияет на равномерное и полное расплавление тугоплавких карбидных частиц. Последнее достигается благодаря однородному перемешиванию исходных порошков в пневматическом смесителе. Первичная фаза кремния равномерно распределена по всему объему материала и ее размер составляет 1 мкм. За счет высокой температуры подложки в процессе лазерного плавления достигается снижение скорости охлаждения, что приводит к увеличению объемной доли и среднего размера синтезируемых в процессе реакции in-situ частиц TiC.

Твердость определяли непосредственно после лазерного плавления без предварительного отжига. Твердость алюминиевого композиционного материала составляет 157 HV_0.05.

Пример 4

Химический состав алюминиевого сплава Al-Si, используемого для получения алюминиевого матричного композита приведен в таблице 1. Состав алюминиевого матричного композита приведен в таблице 2 под названием А. Состав применяемого сплава марки ВТ5 приведен в таблице 3. Композиционный материал получали по технологии, описанной выше.

Полученный порошок подвергали лазерному плавлению при мощности лазерного излучения 300 В, длительности импульса 12 мс, скорости сканирования 1 мм/с, перекрытии 0,2 мм. Процесс плавления происходил при температуре 400°С. Структура материала после 12-часового отжига при температуре 400°С характеризуется менее чуть менее высокой дисперсностью по сравнению со структурой до отжига, однако это никак не влияет на равномерное и полное расплавление тугоплавких карбидных частиц. Последнее достигается благодаря однородному перемешиванию исходных порошков в пневматическом смесителе. Первичная фаза кремния равномерно распределена по всему объему материала и ее размер составляет 2-3 мкм. За счет высокой температуры подложки в процессе лазерного плавления достигается снижение скорости охлаждения, что приводит к увеличению объемной доли и среднего размера синтезируемых в процессе реакции in-situ частиц TiC.

Твердость определяли непосредственно после лазерного плавления и 12-часового отжига при 400°С. Твердость алюминиевого композиционного материала составляет 157 HV_0.05.

Пример 5

Химический состав алюминиевого сплава Al-Si, используемого для получения алюминиевого матричного композита приведен в таблице 1. Состав алюминиевого матричного композита приведен в таблице 2 под названием F. Состав применяемого сплава марки ВТ5 приведен в таблице 3. Композиционный материал получали по технологии, описанной выше.

Полученный порошок подвергали лазерному плавлению при мощности лазерного излучения 200 В, длительности импульса 12 мс, скорости сканирования 1 мм/с, перекрытии 0,2 мм. Процесс плавления происходил при комнатной температуре. Структура материала после лазерного плавления характеризуется высокой дисперсностью, однако на треке видны границы ванны расплава, что никак не влияет на равномерное и полное расплавление тугоплавких карбидных частиц. Последнее достигается благодаря однородному перемешиванию исходных порошков в пневматическом смесителе. Первичная фаза кремния равномерно распределена по всему объему материала и ее размер составляет менее 1 мкм. Частицы TiC фазы равномерно распределены по всему объему, их размер составляет порядка 1 мкм.

Твердость определяли непосредственно после лазерного плавления без предварительного отжига. Твердость алюминиевого композиционного материала составляет 162 HV_0.05.

Пример 6

Химический состав алюминиевого сплава Al-Si, используемого для получения алюминиевого матричного композита приведен в таблице 1. Состав алюминиевого матричного композита приведен в таблице 2 под названием F. Состав применяемого сплава марки ВТ5 приведен в таблице 3. Композиционный материал получали по технологии, описанной выше.

Полученный порошок подвергали лазерному плавлению при мощности лазерного излучения 300 В, длительности импульса 12 мс, скорости сканирования 1 мм/с, перекрытии 0,2 мм. Процесс плавления происходил при температуре 400°С. Структура материала после 12-часового отжига при температуре 400°С характеризуется менее чуть менее высокой дисперсностью по сравнению со структурой до отжига, однако это никак не влияет на равномерное и полное расплавление тугоплавких карбидных частиц. Последнее достигается благодаря однородному перемешиванию исходных порошков в пневматическом смесителе. Первичная фаза кремния равномерно распределена по всему объему материала и ее размер составляет 2-3 мкм. За счет высокой температуры подложки в процессе лазерного плавления достигается снижение скорости охлаждения, что приводит к увеличению объемной доли и среднего размера синтезируемых в процессе реакции in-situ частиц TiC.

Твердость определяли непосредственно после лазерного плавления и 12-часового отжига при 400°С. Твердость алюминиевого композиционного материала составляет 153 HV_0.05.

Пример 7

Химический состав алюминиевого сплава Al-Si, используемого для получения алюминиевого матричного композита приведен в таблице 1. Состав алюминиевого матричного композита приведен в таблице 2 под названием F. Состав применяемого сплава марки ВТ5 приведен в таблице 3. Композиционный материал получали по технологии, описанной выше.

Полученный порошок подвергали лазерному плавлению при мощности лазерного излучения 300 В, длительности импульса 10 мс, скорости сканирования 0,25 мм/с, перекрытии 0,1 мм. Процесс плавления происходил при температуре 400°С. Структура материала после лазерного плавления характеризуется высокой дисперсностью, однако на треке видны границы ванны расплава, что никак не влияет на равномерное и полное расплавление тугоплавких карбидных частиц. Последнее достигается благодаря однородному перемешиванию исходных порошков в пневматическом смесителе. Первичная фаза кремния равномерно распределена по всему объему материала и ее размер составляет 3 мкм. Частицы TiC фазы равномерно распределены по всему объему, их размер составляет порядка 2-3 мкм. Однако из-за сниженной скорости кристаллизации размер структурных составляющих больше, чем в предыдущем примере аналогичного состава, что ведет к снижению значений твердости материала.

Твердость определяли непосредственно после лазерного плавления без предварительного отжига. Твердость алюминиевого композиционного материала составляет 185 HV_0.05.

Пример 8

Химический состав алюминиевого сплава Al-Si, используемого для получения алюминиевого матричного композита приведен в таблице 1. Состав алюминиевого матричного композита приведен в таблице 2 под названием F. Состав применяемого сплава марки ВТ5 приведен в таблице 3. Композиционный материал получали по технологии, описанной выше.

Полученный порошок подвергали лазерному плавлению при мощности лазерного излучения 300 В, длительности импульса 12 мс, скорости сканирования 1 мм/с, перекрытии 0,2 мм. Процесс плавления происходил при температуре 400°С. Структура материала после 12-часового отжига при температуре 400°С характеризуется менее чуть менее высокой дисперсностью по сравнению со структурой до отжига, однако это никак не влияет на равномерное и полное расплавление тугоплавких карбидных частиц. Последнее достигается благодаря однородному перемешиванию исходных порошков в пневматическом смесителе. Первичная фаза кремния равномерно распределена по всему объему материала и ее размер составляет 2-5 мкм. За счет высокой температуры подложки в процессе лазерного плавления достигается снижение скорости охлаждения, что приводит к увеличению объемной доли и среднего размера синтезируемых в процессе реакции in-situ частиц TiC.

Твердость определяли непосредственно после лазерного плавления и 12-часового отжига при 400°С. Твердость алюминиевого композиционного материала составляет 130 HV_0.05.

Данные примеры показывают также экономическую выгоду в использовании порошка марки ВТ5 в составе алюминиевого композиционного материала, так как его стоимость практически в 2 раза меньше стоимости порошка TiC. Также энергетически более выгодно применять порошок сплава ВТ5, температура плавления которого составляет 1668°С, в то время как температура плавления TiC составляет 3260°С.

Изобретение относится к порошковой металлургии, в частности к алюминиевым композиционным материалам для лазерного плавления. Может использоваться в различных отраслях промышленности при изготовлении изделий с использованием аддитивных лазерных технологий. Алюминиевый композиционный материал для лазерного плавления содержит, мас.%: субмикронные керамические частицы SiC 8,5-13,5; частицы титанового сплава ВТ5 12-15 и порошок алюминиевого сплава Al-Si 71,5-79,5. Обеспечивается твердость при комнатной температуре 164-213 HV_0.05 и температуре 200-400°С 195-213 HV_0.05. 3 табл., 8 пр.

Алюминиевый композиционный материал для лазерного плавления, содержащий порошок алюминиевого сплава Al-Si и субмикронные керамические частицы SiC, отличающийся тем, что он дополнительно содержит частицы титанового сплава ВТ5, при следующем соотношении компонентов, мас.%:

субмикронные керамические частицы SiC 8,5-13,5 титановый сплав марки ВТ5 12-15 алюминиевый сплав Al-Si 71,5-79,5