CC BY
7
УДК 669.295
Влияние термической обработки на структуру и свойства TiAl-сплава системы Ti-Al-V-Nb-Cr-Gd, синтезированного методом селективного электронно-лучевого сплавления
12 11 П.В. Панин , Е.А. Лукина , С.А. Наприенко , Е.Б. Алексеев
1 НИЦ «Курчатовский институт» - ВИАМ, Москва, 105005, Россия 2 Московский авиационный институт (НИУ), Москва, 125993, Россия
Исследовано влияние горячего изостатического прессования и термической обработки на микроструктуру и механические свойства образцов, синтезированных методом селективного электронно-лучевого сплавления ме-таллопорошковой композиции (фракции 40-100 мкм) из нового шестикомпонентного интерметаллидного бета-затвердевающего TiAl-сплава Ti-44.5Al-2V-1Nb-2Cr-0.1Gd, ат. % (Ti-31.0Al-2.5V-2.5Nb-2.5Cr-0.4Gd, мас. %). Показано, что селективное электронно-лучевое сплавление с высокой линейной плотностью подводимой энергии (EL = 285 Дж/м) позволяет сформировать в синтезированном материале мелкозернистую микроструктуру с размером зерна 5-14 мкм и обеспечить остаточную пористость менее 0.5 об. %. Однако при повышении тока электронного луча I от 9.5 до 19.0 мА наблюдаются интенсификация процессов испарения Al и, как следствие, увеличение доли крупных столбчатых зерен (шириной d = 30-100 мкм, высотой h = 150-400 мкм), формирующихся преимущественно в обедненных Al микрообъемах (полосах). Установлено, что термическая обработка синтезированных образцов по режимам двухступенчатого отжига в (а + у)- и (а2 + y + в)-областях или термоциклирова-ния в (а + у)-области приводит к полной или частичной фрагментации столбчатых зерен. Показано, что в образцах, синтезированных при меньших значениях I, комбинированная постобработка, включающая горячее изоста-тическое прессование в а-области и двухступенчатый отжиг, позволяет полностью устранить остаточную пористость и преобразовать столбчатую структуру в мелкозернистую с размером зерна менее 150 мкм. В результате достигается комплекс кратковременных механических характеристик при 20 °С (оВ = 525 ± 5 МПа, 5 = 1.1 %) и 750 °С (оВ = 405 ± 10 МПа, 5 = 3.8 %), сопоставимый с уровнем исследуемого TiAl-сплава в литом состоянии.
Ключевые слова: алюминид титана, аддитивное производство, селективное электронно-лучевое сплавление (СЭЛС), термическая обработка (ТО), рентгеновская компьютерная томография (КТ), микроструктура, механические свойства
DOI 10.55652/1683-805X_2023_26_6_61
Effect of heat treatment on the structure and properties of titanium aluminide alloy Ti-Al-V-Nb-Cr-Gd produced by selective
electron beam melting
P.V. Panin1, E.A. Lukina2, S.A. Naprienko1, and E.B. Alekseev1
1 All-Russian Scientific Research Institute of Aviation Materials - NRC "Kurchatov Institute", Moscow, 105005, Russia
2 Moscow Aviation Institute, Moscow, 125993, Russia
This study examines the influence of hot isostatic pressing and heat treatment on the microstructure and mechanical properties of samples manufactured by selective electron beam melting (SEBM) of metal powder composition (MPC fraction 40-100 ^m) of a new six-component intermetallic beta-solidifying TiAl alloy Ti-44.5Al-2V-1Nb-2Cr-0.1Gd, at % (Ti-31.0Al-2.5V-2.5Nb-2.5Cr-0.4Gd, wt %). It is shown that SEBM with a high line energy input (EL = 285 J/m) produces a fine-grained microstructure in the as-built material with a grain size of 5-14 ^m and residual porosity of less than 0.5 vol %. An increase in the electron beam current (I) from 9.5 to 19.0 mA causes Al evaporation, and as a result the fraction of large columnar grains (d = 30-100 ^m in width, h = 150-400 ^m in height) formed mainly in Al-depleted regions (layers) increases. Heat treatment of the as-built SEBM samples by two-stage annealing in the (а + у) and (а2 + у + в) phase fields or by thermal cycling in the (а + y) phase field leads to complete or partial fragmentation of columnar grains. For the samples produced at lower values of I, a combined post-processing treatment by hot isostatic pressing in the а phase field and two-stage annealing completely eliminates residual porosity and transforms the columnar structure into a fine-grained one with a grain size of less than 150 ^m. As a result, the achieved short-term mechanical characteristics at 20 °С (аВ = 525 ± 5 MPa, 5 = 1.1%) and 750 °С (аВ = 405 ± 10 MPa, 5 = 3.8%) are comparable to those of the studied TiAl alloy in the as-cast state.
Keywords: titanium aluminide, additive manufacturing, selective electron beam melting (SEBM), heat treatment (HT), X-ray computed tomography (CT), microstructure, mechanical properties
© Панин П.В., Лукина Е.А., Наприенко С.А., Алексеев Е.Б., 2023
1. Введение
Селективное электронно-лучевое сплавление (СЭЛС) — одна из наиболее востребованных аддитивных технологий, применяемых для 3Б-печа-ти деталей из металлических материалов с высокими температурами плавления [1, 2]. Основными преимуществами селективного электронно - лучевого сплавления по сравнению с лазерными аддитивными технологиями (в первую очередь, селективным лазерным сплавлением) являются более высокая плотность энергии, подводимой к синтезируемому металлопорошку, а также возможность нагрева платформы построения до температур выше 1000 °С, что не реализовано в современных установках селективного лазерного сплавления, но является критически важным для жаропрочных интерметаллидных материалов, не обладающих достаточным запасом пластичности и склонных к образованию трещин из-за формирования остаточных напряжений при больших температурных градиентах [3-5]. Так, для хрупких от природы, но чрезвычайно перспективных сплавов на основе эквиатомного алюминида титана y-TiAl (также называемых гамма-сплавами или TiAl-сплавами) технология селективного электронно-лучевого сплавления является наиболее предпочтительной из всех аддитивных технологий, основанных на синтезе на подложке, т.к. позволяет обеспечить необходимую температуру синтеза (building temperature, TB) и плотность энергии, а также исключает дополнительное окисление и связанное с ним охрупчивание вследствие проведения процесса синтеза в вакууме [6-9].
Однако применительно к гамма-сплавам процесс селективного электронно-лучевого сплавления приводит к ряду проблем, таких как уменьшение содержания и неравномерность распределения одного из основных легирующих элементов — алюминия [6, 10, 11], что вызывает изменение пути кристаллизации (т.е. последовательности фазовых превращений) вследствие локального изменения химического состава и, как следствие, формирование структурной неоднородности в вертикальном направлении (Z) в большинстве гамма-сплавов [10-15]. Кроме того, требуется оптимизация параметров селективного электроннолучевого сплавления для устранения несплошно-стей синтезированного материала (дефекты в виде газовых пор, микротрещин и несплавлений).
Изучение возможностей снижения потерь Al и устранения дефектности в синтезированном мате-
риале показало, что объемную долю пор можно значительно уменьшить (до 0.5 об. %) путем увеличения плотности подводимой энергии (за счет тока электронного луча и скорости сканирования) и температуры TB, а также варьируя другие технологические параметры процесса синтеза — толщину монослоя, межтрековое расстояние, схему сканирования и др. [10, 11, 15-19]. Однако небольшое количество пор размером до 20 мкм полностью устранить не удается [7, 20], что может приводить к снижению пластичности. Поэтому для полного устранения несплошностей и неоднородностей структуры, сформировавшихся при селективном электронно-лучевом сплавлении, а также достижения целевого уровня свойств требуется проведение постобработки, которая в большинстве случаев заключается в комбинации горячего изостатического прессования (ГИП) и термической обработки (ТО), технологические схемы которых изменяются в зависимости от системы легирования гамма-сплава [1, 3, 8-10].
Цель работы заключалась в изучении влияния режимов термической обработки на микроструктуру и механические свойства синтезированных методом селективного электронно-лучевого сплавления образцов из нового отечественного интер-металлидного бета-затвердевающего TiAl-сплава Ti-44.5Al-2V-1Nb-2Cr-0.1Gd, ат. % (Ti-31.0Al-2.5V-2.5Nb-2.5Cr-0.4Gd, мас. %), разработанного в ВИАМ [21] и предназначенного для газотурбинных двигателей (детали горячего тракта газотурбинного двигателя с рабочими температурами до 750 °С).
Работа выполнена в рамках реализации комплексного научного направления 7.1 «Интерме-таллидные сплавы на основе титана» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [22, 23] и относится к направлению Н1 — «Переход к передовым цифровым, интеллектуальным производственным технологиям, роботизированным системам, новым материалам и способам конструирования, создание систем обработки больших объемов данных, машинного обучения и искусственного интеллекта» Стратегии научно-технологического развития Российской Федерации.
2. Материалы и методы исследования
Методом селективного электронно-лучевого сплавления на установке Qbeam Lab из металло-порошковой композиции (МПК) исследуемого TiAl-сплава фракционного состава 40-100 мкм
Рис. 1. Морфология (8ЕМ-8Е1) частиц МПК фракции 40-100 мкм (а), внешний вид синтезированных образцов (б) и заготовок (б) из Т1Л1-сплава после СЭЛС в вертикальной ориентации Z, а также готовых образцов для механических испытаний после горячего изостатического прессования и термической обработки по различным режимам (г) (цветной в он-лайн-версии)
(рис. 1, а) были синтезированы образцы размером ~11 х 11 х 40 мм3 (рис. 1, б) фактического химического состава Ti-44.8Al-1.9V-1Nb-2Cr-0.1Gd (ат. %), определенного спектральным анализом. Ориентация1 синтеза вертикальная, Z/90o (т.е. образцы выращивались перпендикулярно платформе построения). Описание технологических процессов и оборудования для заготовительного производства исходных слитков, шихтовых заготовок (электродов) и МПК приведено в работах [24-28].
1 Принятые условные обозначения приведены в соответствии с ГОСТ Р 59929-2021 «Аддитивные технологии. Данные об образцах для испытаний, изготовленных с применением аддитивных технологических процессов. Общие требования» (введен с 01.01.2022 г.).
Синтез образцов проведен при линейной плотности подводимой тепловой энергии EL=IU/v = 285 Дж/м, по режимам, отличающимся током электронного луча I и скоростью сканирования v:
1) СЭЛС1: I = 9.5 мА, v = 2 м/с;
2) СЭЛС2: I = 19.0 мА, v = 4 м/с.
При этом остальные параметры селективного электронно-лучевого сплавления, такие как ускоряющее напряжение (U = 60 кВ), температура подогрева платформы построения (TB = 1100 °С), толщина монослоя h, межтрековый интервал l, оставались постоянными. Выбор оптимального режима селективного электронно-лучевого сплавления исследуемого TiAl-сплава, обеспечивающего в синтезированных образцах остаточную пористость менее 0.5 об. %, осуществлен в нашей предыдущей работе [14].
Горячее изостатическое прессование проводили в газостате ASEA QUINTUS-16 при температуре а-области с выдержкой в течение 3 ч при давлении 190 МПа (в среде аргона).
Термическую обработку проводили в вакуумной печи ВЕГА-8 по режимам:
1) ТО1: отжиг в (а + у)-области + отжиг в (а2 + у + Р)-области;
2) ТО2: гомогенизация в а-области + термо-циклирование в (а + у)-области.
Исследование макро- и микроструктуры проводили по стандартным методикам в соответствии с производственной инструкцией ПИ 1.2.7852009 «Металлографический анализ титановых сплавов». Морфологию микроструктуры исследовали методами оптической (ОМ) и растровой электронной микроскопии (scanning electron microscopy (SEM)). Толщину пластин в (у + а2)-коло-ниях определяли с помощью просвечивающей электронной микроскопии (transmission electron microscopy (TEM)). Фазовый состав определяли методом рентгеноструктурного анализа (X-ray diffraction analysis (XRD)).
Фотографии макроструктуры получали с помощью цифрового сканера высокого разрешения Epson Perfection V370 Photo. Обработка и анализ полученных изображений выполнены с использованием программного обеспечения (ПО) SIAMS 800.
ОМ-исследования микроструктуры проведены на инвертированном металлографическом микроскопе Zeiss Axio-Observer.A1m. Обработка и анализ полученных изображений выполнены с использованием ПО NEXSYS ImageExpert Pro 3.
SEM-исследования и анализ локального химического состава синтезированных образцов проведены в режимах вторичных электронов (SEMSEI) и обратно отраженных электронов (SEMBSE) на растровом электронном микроскопе Zeiss EVO MA10.
TEM-исследования проводили в режиме сканирования в светлом поле (BF-STEM) на просвечивающем электронном микроскопе FEI Tecnai G2 F20 S-TWIN.
XRD-исследования проводили на дифракто-метре Bruker D8 ADVANCE в СиКа-излучении при температуре 20 °С в интервале углов дифракции 29 = 20°-70° с шагом 0.02°. Экспериментальные дифрактограммы обрабатывали с использованием ПО DIFFRAC.SUITE и TOPAS с базой данных порошковой дифракции JCPDS-PDF-2.
Анализ пористости с относительной погрешностью не более i5 % проводили методом рентгеновской компьютерной томографии (KT) на томографе North Star Imaging X5000, оснащенном микрофокусной рентгеновской трубкой X-Ray WorX XWT-225-XC (1S0 rö, 190 мкА) и плоскопанельным детектором Varex XRD 1б21 CP (размер пиксела 100 x 100 мкм). ПО для сбора проекционных изображений — NSI eFX DR; ПО для реконструкции трехмерных изображений — NSI eFX CT; ПО для анализа томограмм — Volume Graphics Studio Max 3.
Bœ исследования проведены на темплетах размером 5.5 x 11 x 40 мм3, вырезанных вдоль направления построения Z/90" методом электроискровой эрозии из синтезированных образцов. Про-боподготовку осуществляли на оборудовании Buehler, Struers и Jade стандартными металлографическими методами механического шлифования/полирования в сочетании с финишной электролитической полировкой, без травления для SEM и с травлением:
- для оптической микроскопии — в модифицированном реагенте Кролля [5 об. % HF + 10 об. % HNO3 + S5 об. % H2O],
- для рентгеноструктурного анализа — в растворе [25 об. % HF + 75 об. % HNO3].
Характеристики механических свойств (предел прочности oB, предел текучести при допуске на деформацию 0.2 % о0.2 и относительное удлинение до разрушения S) определяли при кратковременных испытаниях на одноосное растяжение на испытательной машине Walter + Bai при температурах 20 и 750 "С в лабораторных условиях. Стандартные «пятикратные» цилиндрические образцы (рис. 1, г) с рабочей частью диаметром 5 мм и длиной 25 мм для испытаний на растяжение были изготовлены из гантелеобразных заготовок длиной S0-100 мм (рис. 1, в), синтезированных по режиму СЭЛС1 в ориентации Z/90" и подвергнутых горячему изостатическому прессованию и термической обработке по режимам TО1 и TО2. Рассчитывали средние значения величин (oB, о0.2, S) по трем образцам для каждого состояния, а также стандартные отклонения.
С помощью ПО Thermo-Calc ver. TCW5 (база данных TTTIAL-Thermotech (Ltd.) TiAl-based Alloys Database) проведено моделирование квазибинарного политермического разреза для исследуемой многокомпонентной системы Ti-(35... 50)Al-2V-1Nb-2Cr (ат. %) с целью сопоставления
10000
8000
6000
4000
S
2000
0
▼ • г YY(TiAl) • a2(Ti3Al) ■ P0/B2(Ti) Po(110) 1 02(20.1) iJ 1 ш..........A t .7 j
,_д_д M... A. n .a 2
Li .. A3
JLÀ , - A 5
U.....A..... ^ .л 6
20е
30е
40е
50е
60е
20
Рис. 2. Дифрактограммы исследуемого Т1Л1-сплава после селективного электронно-лучевого сплавления с постоянной линейной плотностью энергии Еь = 285 Дж/м при токе луча I = 9.5 (7, 3, 5) и 19.0 мА (2, 4, 6), горячего изостатического прессования и термической обработки по различным режимам: 7, 2 — в синтезированном состоянии (без ГИП); 3, 4 — двухступенчатый отжиг (ТО1); 5, 6 — термоциклическая обработка (ТО2)
с экспериментально наблюдаемым фазовым составом.
3. Результаты и обсуждение
Фазовый состав синтезированных образцов при комнатной температуре в состоянии после селективного электронно-лучевого сплавления по двум различным режимам, которые, согласно ранее проведенным нами исследованиям [13, 14], обеспечивают устранение несплавлений и минимальную остаточную пористость, представлен
тремя основными фазами: y-TiAl (L10), a2-Ti3Al (D0i9), p0 (B2) (рис. 2) и соответствует фазовому составу исследуемого TiAl-сплава в литом состоянии [29-32].
Макроструктура образцов в синтезированном состоянии (рис. 3, а, б) характеризуется выраженной слоистостью перпендикулярно направлению построения Z, что связано с неравномерным испарением алюминия в процессе синтеза и является типичным для гамма-сплавов. Формирование слоистой структуры обусловлено тем, что при расплавлении электронным лучом верхнего слоя порошка часть нижерасположенного слоя также нагревается до температур выше солидуса и подвергается переплавлению — в результате эта часть подслоя вновь оказывается в общей ванне расплава и Al повторно испаряется, а его локальное содержание снижается. Как следствие, в синтезированных образцах образуются слои, обедненные и обогащенные Al (layered structure), причем разница может достигать нескольких ат. % [13, 14].
Микроструктура образцов в синтезированном состоянии (рис. 3, а, б) преимущественно равноосная мелкозернистая, с пластинчатой внутризе-ренной морфологией (nearly-lamellar). Результаты металлографического анализа размеров зерен в структуре исследуемого TiAl-сплава в различных состояниях приведены в табл. 1.
Основное структурное отличие в результате двух опробованных режимов синтеза заключается в формировании в обедненных алюминием областях в центральной части образцов выраженных столбчатых зерен при увеличении I от 9.5 до
Таблица 1. Размер зерен в структуре образцов из исследуемого Т1Л1-сплава после селективного электроннолучевого сплавления, горячего изостатического прессования и термической обработки
Состояние Вид и размер зерен, мкм
Равноосные Столбчатые
Ширина d Высота h
Синтез по режиму СЭЛС1 (I = 9.5 мА)
Синтезированное 5-12 30-60 150-200
ГИП 40-55 30-70 100-150
ГИП + ТО1 60-150 - -
ГИП + ТО2 90-180 - -
Синтез по режиму СЭЛС2 (I = 19.0 мА)
Синтезированное 6-14 40-100 200-400
ГИП 60-70 50-120 160-300
ГИП + ТО1 50-90 30-55 130-240
ГИП + ТО2 80-170 30-100 90-150
Рис. 3. Макро- (слева, сканер высокого разрешения) и микроструктура (справа, ОМ; внизу, SEM-BSE) в высотном сечении образцов из исследуемого TiAl-сплава после селективного электронно-лучевого сплавления с постоянной линейной плотностью энергии EL = 285 Дж/м при токе луча I = 9.5 (а, в) и 19.0 мА (б, г): а, б — в синтезированном состоянии; в, г — после горячего изостатического прессования (длинными стрелками указано направление построения Z; короткими стрелками на изображениях макроструктуры (а и б) отмечены столбчатые зерна, вытянутые вдоль направления построения) (цветной в онлайн-версии)
Рис. 4. Смоделированный политермический разрез (ТЬегто-Са1с) для многокомпонентной системы Т^ хЛ1-2^1№-2Сг (ат. %) в диапазоне концентраций х = 35...50 ат. % Л1 с нанесенной фигуративной линией исследуемого ^Л1-сплава номинального состава (сплошная линия), минимальным зафиксированным содержанием Л1 в результате потерь при селективном электронно-лучевом сплавлении (пунктирная линия) и температурными областями горячего изостатического прессования (1) и термической обработки (2.1, 2.2, 3). Условные обозначения критических точек (температур, °С): Г — температура солидус; Тр — температура перехода (Р)/(а + Р); Ту — температура перехода (а)/(а + у); Тв — температура подогрева платформы построения при синтезе (цветной в онлайн-версии)
19.0 мА при EL = 285 Дж/м - const (ср. рис. 3, а и 3, б). Столбчатые кристаллиты характерны для всех методов послойного синтеза вследствие быстрого и направленного затвердевания при последовательном наплавлении тонких слоев порошка. При этом направление теплоотвода (температурный градиент) совпадает с направлением построения Z. Столбчатая структура типична для синтезированных однофазных или псевдооднофазных сплавов на основе титана [33, 34], никеля [35], а также алюминия [36]. В исследуемом TiAl-сплаве по мере уменьшения количества Al в результате испарения в процессе синтеза расширяется температурный диапазон существования однофазной ß-области (рис. 4), что, в свою очередь, способствует формированию столбчатой структуры. Изменение формы столбчатых зерен возможно только в сплавах с полиморфными превращениями за счет фазовой перекристаллизации.
Как равноосные, так и столбчатые зерна заполнены колониями (у + а2)-пластин, а по границам зерен преимущественно расположены у- и ß0-фазы. Помимо трех вышеуказанных основных спла-вообразующих фаз в структуре исследуемого TiAl-сплава также наблюдаются частицы оксида гадолиния Gd2O3 субмикронного размера, имеющие наиболее яркое свечение при съемке в режиме композиционного контраста (SEM-BSE) из-за большого атомного номера Gd — более подробно эти частицы исследованы в [29, 32].
Рис. 5. ЗБ-томограммы образцов из исследуемого ^Л1-сплава после селективного электронно-лучевого сплавления с постоянной линейной плотностью энергии Еь = 285 Дж/м при токе луча I = 9.5 (а, б) и 19.0 мА (б, г): а, б — в синтезированном состоянии; б, г — после горячего изостатического прессования. Рентгеновская компьютерная томография (цветной в онлайн-версии)
По результатам рентгенотомографического анализа суммарная объемная доля пор в образцах после СЭЛС1 составила 0.25 об. %, после СЭЛС2 — 0.33 об. % (рис. 5, а, б).
Основная цель горячего изостатического прессования заключается в устранении внутренних дефектов синтезированного материала. Поры и другие несплошности залечиваются при одновременном воздействия давления и высокой температуры за счет реализации локальных процессов диффузионного сращивания. Для достижения наибольшего эффекта ГИП-обработку гамма-сплавов проводят при температурах нагрева выше температуры у-сольвуса Ту = [(а)/(а + у)] для перевода в гомогенное (а) состояние и увеличения диффузионной подвижности (рис. 4) [37].
После горячего изостатического прессования по вышеуказанному режиму остаточная пористость в образцах, синтезированных по режиму СЭЛС1, методом томографии не выявлялась (0 об. %), а в образцах после СЭЛС2 не превышала 0.01 об. % (рис. 5, в, г). ГИП-обработка приводит к выравниванию содержания А1 по вертикальному сечению образцов, росту равноосных зерен до 40-70 мкм и инициирует процесс частичной фрагментации столбчатых зерен за счет превращения а ^ у при переходе через (а + у)-об-ласть при нагреве до температуры горячего изо-статического прессования и последующем охлаждении (рис. 3, в, г). Сохранение значительной доли столбчатых зерен, ориентированных вдоль направления построения Z, может негативно сказываться на комплексе механических свойств. Поэтому после горячего изостатического прессования необходимо проведение термической обработки для финализации структурных преобразований («разбиения» столбчатых зерен) и достижения оптимальной микроструктуры и свойств.
Многие исследования показывают [9, 12, 15, 17], что высокотемпературная термическая обработка часто позволяет преобразовать неравновесную структуру, сформировавшуюся после селективного электронно-лучевого сплавления и горячего изостатического прессования. Основным механизмом структурных преобразований в синтезированном материале является фазовая перекристаллизация, которая должна протекать в процессе выдержки при температурах соответствующих фазовых областей. Важно отметить, что в зависимости от системы легирования гамма-сплава в синтезированном состоянии имеют место разные типы структурной неоднородности. Так, в извест-
ном TiAl-сплаве 2-го поколения Ti-4822 (Ti-48Al-2Cr-2Nb, ат. %), кристаллизующемся по перитек-тической реакции L + в ^ а, образуются полосы с дуплексной или крупноглобулярной у-фазой (banded structure). Проведение термической обработки при температурах у-области позволяет выровнять концентрацию Al и устранить данные полосы [15, 20, 38].
В исследуемом TiAl-сплаве, относящемся к поколению в-затвердевающих, после селективного электронно-лучевого сплавления наблюдается структурная неоднородность иного типа, а именно: формируются столбчатые зерна вследствие расширения однофазной области существования высокотемпературной в-фазы в результате локального уменьшения содержания Al (фигуративная линия сплава смещается влево, рис. 4), что приводит к протеканию охлаждения в более широком интервале в-области Ts-Tp, способствуя зарождению и росту столбчатых зерен [14].
На основании ранее проведенных исследований по уточнению критических точек и определению границ существования фазовых областей [29, 30] были выбраны два режима термической обработки (рис. 4). Режим ТО1 является двухступенчатым и предполагает отжиг в (а + у)-области на первой ступени с последующим отжигом в (а2 + у + в)-области на второй ступени. Режим ТО2 заключается в предварительной высокотемпературной гомогенизации в а-области и последующем термоциклировании в пределах (а + у)-области TY-TB с медленными нагревами и охлаждениями в интервале температур 1100 ^ 1200 °С с целью стимулирования гетерогенного зарождения и роста у-фазы как в виде пластин внутри зерен, так и виде глобулярных частиц, локализованных в межзеренных микрообъемах. Режим ТО2 основан на принципе так называемой in-situ термической обработки, приводящей к перекристаллизации столбчатой зеренной структуры в мелкозернистую за счет превращения а ^ у, которое реализуется многократно при выдержке в интервале соответствующей двухфазной области [1, 14].
Анализ макро- и микроструктуры образцов после термической обработки показывает (рис. 6), что опробованные режимы приводят к более полному по сравнению с горячим изостатическим прессованием разбиению столбчатых зерен на более мелкие равноосные зерна, однако эффект разбиения различается в зависимости от выраженности столбчатой структуры в исходном состоянии (после синтеза). Так, в образцах, синтезирован-
Рис. 6. Макро- (слева, сканер высокого разрешения) и микроструктура (справа, ОМ; внизу, SEM-BSE) в высотном сечении образцов из исследуемого TiAl-сплава после селективного электронно-лучевого сплавления с постоянной линейной плотностью энергии EL = 285 Дж/м при токе луча I = 9.5 (а, в) и 19.0 мА (б, г), горячего изостатического прессования и термической обработки по различным режимам: а, б — двухступенчатый отжиг (ТО1); в, г — термоциклическая обработка (ТО2) (длинными стрелками указано направление построения Z; короткими стрелками на увеличенном фрагменте г (вставка) отмечены равноосные зерна, появляющиеся в результате преобразования столбчатых зерен) (цветной в он-лайн-версии)
Таблица 2. Характеристики механических свойств при кратковременных испытаниях на растяжение образцов из исследуемого ТьЛ1-сплава, синтезированных методом селективного электронно-лучевого сплавления Е = 285 Дж/м, I = 9.5 мА, ориентация 2/90°), после горячего изостатического прессования и термической обработки по различным режимам, а также в литом состоянии
Температура испытаний, °С оВ, МПа о0.2, МПа 5, % (минимальное)
Двухступенчатый отжиг (ТО1)
20 525 ± 5 507 ± 7 1.1
750 405 ± 10 382 ± 8 3.8
Термоциклическая обработка (ТО2)
20 680 ± 10 570 ± 10 0.4
750 675 ± 5 393 ± 3 4.2
Литое состояние*
20 480 ± 8 440 ± 6 1.0
750 445 ± 5 350 ± 7 3.6
* Свойства получены на цилиндрических отливках, изготовленных методом вакуумной индукционной плавки и центробежного литья в керамические формы по выплавляемым моделям [32].
ных по режиму СЭЛС2, структура после ТО1 фрагментируется в меньшей степени (в центральных объемах частично сохраняются более крупные зерна), чем в образцах, синтезированных по режиму СЭЛС1, т.к. доля столбчатых зерен после СЭЛС2 была изначально больше. После ТО2 наблюдается более заметное разбиение структуры по всей площади сечения образцов, независимо от режима селективного электронно-лучевого сплавления, но размер формирующихся равноосных зерен больше по сравнению с ТО 1. Таким образом, чем более выражена столбчатая структура в состоянии после селективного электронно-лучевого сплавления (т.е. чем выше ток электронного луча при синтезе), тем меньше возможностей ее устранения при последующей термической обработке.
С помощью рентгеноструктурного анализа установлено, что фазовый состав всех исследованных образцов после ТО1 и ТО2 качественно соответствует состоянию после синтеза (рис. 2). Однако в количественном соотношении а2- и р0-фаз наблюдается отличие. В образцах после ТО1 увеличено количество р0-фазы по сравнению с образцами после ТО2, в которых, в свою очередь, увеличено количество а2-фазы, что, очевидно, связано с длительной термоциклической выдержкой в (а + у)-области, приводящей к выделению равновесного количества а-фазы, которая при последующем охлаждении претерпевает упорядочение по типу Б019 до сверхструктуры а2-Т^Л1.
По результатам исследований необходимо отметить, что, несмотря на очевидное положитель-
ное влияние выбранных режимов термической обработки на преобразование микроструктуры после селективного электронно-лучевого сплавления и горячего изостатического прессования, достичь полной перекристаллизации и обеспечить структурную однородность по всему объему образцов после СЭЛС2 не удается. Выявленные закономерности влияния термической обработки на структуру позволяют заключить, что для достижения наибольшего эффекта от термической обработки необходимо выбирать режим селективного электронно-лучевого сплавления так, чтобы минимизировать долю и размер столбчатых зерен в структуре исходного синтезированного материала непосредственно на этапе послойного синтеза.
Проведенные исследования показали, что комбинированная постобработка по схеме ГИП + ТО 1 приводит к преобразованию исходной столбчатой структуры в мелкозернистую с размером зерна менее 150 мкм в образцах, синтезированных по режиму СЭЛС1, который позволяет получать материал с наименьшей долей столбчатых зерен, а также практически нулевой пористостью и минимальными потерями алюминия [14] при сохранении приемлемой производительности процесса 3Б-печати. В связи с этим дальнейшую оценку уровня механических свойств проводили на образцах после СЭЛС1.
Результаты механических испытаний образцов в состояниях СЭЛС1 + ГИП + ТО1 и СЭЛС1 + ГИП + ТО2 при комнатной и повышенной температурах представлены в табл. 2. Для сравнения
Рис. 7. Пластинчатые (у + а2)-колонии (ББ-БТЕМ) в образцах из исследуемого Т1Л1-сплава после селективного электронно-лучевого сплавления, горячего изостатического прессования и термической обработки по различным режимам: а — двухступенчатый отжиг (ТО1); б — термоциклическая обработка (ТО2)
также приведен уровень свойств исследуемого Т1Л1-сплава в литом состоянии.
Анализ полученных результатов показал, что комплекс прочностных и пластических характеристик наиболее сбалансирован для образцов, обработанных по режиму ТО1: достигаются приемлемые значения относительного удлинения при сохранении удовлетворительного уровня прочности. Более высокие значения временного сопротивления в образцах после режима ТО2 как при комнатной, так и при повышенной температурах, по-видимому, можно объяснить большей объемной долей а2-фазы (рис. 2), которая из всех спла-вообразующих фаз вносит наибольший вклад в упрочнение2. В то же время пластичность образцов после ТО2 минимальна. Это, вероятно, связано с увеличением объемной доли пластинчатых (у + а2)-колоний после ТО2 по сравнению с практически дуплексной микроструктурой после ТО1 (ср. рис. 6, а/б и б/г). В последней количество наиболее пластичной у-фазы, а также р0-фазы сравнимо с литым состоянием, что подтверждается сопоставимыми уровнями прочности и пластичности (табл. 2).
Одной из важнейших количественных характеристик, определяющих механическое поведение гамма-сплавов с полностью пластинчатой или преимущественно пластинчатой структурой, является толщина у- и а2-пластин во внутризе-ренных колониях (или межпластинчатое расстояние X). Проведенные исследования показали, что
2 Роль отдельных фаз в упрочнении гамма-сплавов можно оценить по результатам их наноиндентирования. Так, твердость в литом состоянии составляет (индентор Берко-вича): для у-фазы 4.4 ± 0.3 ГПа, для р0-фазы 6.2 ± 0.4 ГПа [32], а для а2-фазы достигает 6.8-8.0 ГПа в зависимости от межпластинчатого расстояния [39].
в образцах после ТО1 межпластинчатое расстояние не превышает 20-80 нм (рис. 7, а), а после ТО2 составляет 150-300 нм (рис. 7, б).
В работе [40] было показано, что в гамма-сплавах с пластинчатой структурой наилучшее сочетание прочностных и пластических характеристик достигается при X ~ 100 нм. Увеличение X приводит к ранней локализации деформации, зарождению трещин и, как следствие, к снижению пластичности и ускоренному разрушению, что наблюдается в данной работе для состояния после ТО2 (при температуре 20 °С 5 ~ 0.4 %).
4. Выводы
Показано, что аддитивный синтез методом селективного электронно-лучевого сплавления нового шестикомпонентного интерметаллидного бета-затвердевающего ТШ-сплава Т1-44.5Л1-2У-1МЪ-2Сг-0.Юа, ат. % (Т1-31.0Л1-2.5У-2.5КЪ-2.5Сг-0.40ё, мас. %) с высокой линейной плотностью подводимой энергии (Еь = 285 Дж/м) позволяет сформировать в синтезированном материале мелкозернистую микроструктуру с размером зерна 5-14 мкм и обеспечить остаточную пористость менее 0.5 об. %. Однако при повышении тока электронного луча I наблюдается интенсификация процессов испарения Л1 и, как следствие, увеличение доли крупных столбчатых зерен, формирующихся преимущественно в обедненных Л1 микрообъемах (полосах).
Горячее изостатическое прессование в температурном интервале однофазной а-области позволяет практически полностью устранить остаточную пористость (до уровня менее 0.01 об. %), приводит к росту зерна до 40-70 мкм и началу процесса фрагментации столбчатых зерен.
Установлено, что термическая обработка синтезированного материала по режиму двухступен-
чатого отжига (ТО1) в (а + у)- и (а2 + у + Р)-об-ластях приводит к более полной по сравнению с горячим изостатическим прессованием фрагментации исходных столбчатых зерен, сформировавшихся в процессе селективного электронно-лучевого сплавления. Более выраженного разбиения этих структурных составляющих можно добиться с помощью термоциклической обработки в (а + у)-области (ТО2), основанной на фазовой перекристаллизации, протекающей в результате многократной реализации превращения а ^ у. Наибольшая эффективность термической обработки наблюдается при менее выраженной столбчатой структуре исходного синтезированного материала (т.е. при уменьшении Еь и I), что свидетельствует о целесообразности подбора оптимального режима селективного электронно-лучевого сплавления для минимизации или исключения роста столбчатых зерен в структуре исходного синтезированного материала.
Показано, что комбинированная постобработка, включающая горячее изостатическое прессование и двухступенчатый отжиг (ТО1), позволяет полностью фрагментировать столбчатые зерна и сформировать мелкозернистую структуру с размером зерна менее 150 мкм и межпластинчатым расстоянием 20-80 нм в образцах, синтезированных по режиму СЭЛС1 (I = 9.5 мА). В результате достигается наиболее сбалансированный комплекс кратковременных механических свойств при температурах 20 и 750 °С, сопоставимый с уровнем свойств исследуемого Т1Л1-сплава в литом состоянии.
Благодарности
Авторы выражают благодарность Н.А. Михайловой и П.В. Суворову (НИЦ «Курчатовский институт» - ВИАМ, г. Москва) за помощь в проведении неразрушающего контроля методом рентгеновской компьютерной томографии.
Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП «Климатические испытания» НИЦ «Курчатовский институт» - ВИАМ.
Финансирование
Исследование выполнено за счет гранта Российского научного фонда № 18-79-10249, Шр8:// rscf.ru/project/18-79-10249/.
Литература
1. Körner C. Additive manufacturing of metallic components by selective electron beam melting — A review // Int. Mater. Rev. - 2016. - V. 61. - No. 5. - P. 361377.
2. Краснова Е.В. Саушкин Б.П. Аддитивное формообразование изделий из металлов и сплавов пучком электронов. Селективное плавление (часть 1) // Аддитивные технологии. - 2021. - № 1. - С. 30-41.
3. Murr L.E., Gaytan S.M., Ramirez D.A., Martinez E., Hernandez J., Amato K.N., Shindo P.W., Medina F.R., Wicker R.B. Metal fabrication by additive manufacturing using laser and electron beam melting technologies // J. Mater. Sci. Tech. - 2012. - V. 28. - P. 1-14.
4. Thomas M., Malot T., Aubry P., Colin C., Vilaro T., Bertrand P. The prospects for additive manufacturing of TiAl alloy // Mater. High Temp. - 2016. - V. 33. -P. 571-577.
5. Колубаев Е.А., Рубцов В.Е., Чумаевский А.В., Аста-фурова Е.Г. Научные подходы к микро-, мезо- и макроструктурному дизайну объемных металлических и полиметаллических материалов с использованием метода электронно-лучевого аддитивного производства // Физ. мезомех. - 2022. - Т. 25. -№ 4. - С. 5-18. - https://doi.org/10.55652/1683-805X_2022_25_4_5
6. Cormier D., Harrysson O.L.A., Mahale T., West H. Freeform fabrication of titanium aluminide via electron beam melting using prealloyed and blended powders // Res. Lett. Mater. Sci. - 2007. - Art. 34737.
7. Mohammad A., AlahmariA.M., MohammedM.K., Renganayagalu R.K., Moiduddin K. Effect of energy input on microstructure and mechanical properties of titanium aluminide alloy fabricated by the additive manufacturing process of electron beam melting // Materials. - 2017. - No. 10(211). - P. 1-16.
8. Wartbichler R., Clemens H., Mayer S. Electron beam melting of a ß-solidifying intermetallic titanium aluminide alloy // Adv. Eng. Mater. - 2019. - V. 21. -Art. 1900800.
9. Reith M., Franke M., Schloffer M., Körner C. Processing 4th generation titanium aluminides via electron beam based additive manufacturing—Characterization of microstructure and mechanical properties // Materi-alia. - 2020. - V. 14. - Art. 100902.
10. Schwerdtfeger J., Körner C. Selective electron beam melting of Ti-48Al-2Nb-2Cr: Microstructure and aluminium loss // Intermetallics. - 2014. - V. 49. - P. 2935.
11. Klassen A., Forster V.E., Juechter V., Körner C. Numerical simulation of multi-component evaporation during selective electron beam melting of TiAl // J. Mater. Process. Technol. - 2017. - V. 247. - P. 280288.
12. Chen W., Yang Y., Liu L.L., Chen Z.Y., Liu D. Microstructure control and tensile properties of EBM y-TiAl // Aeronaut. Manuf. Technol. - 2017. - V. 1-2. -P. 37-41.
13. Панин П.В., Лукина Е.А., Богачев И.А., Медведев П.Н., Наприенко С.А. Аддитивный синтез TiAl-сплава системы Ti-Al-V-Nb-Cr-Gd методом селективного электронно-лучевого сплавления // Металлург. - 2023. - № 3. - С. 55-65. - https://doi.org/ 10.52351/00260827_2023_03_55
14. Панин П.В., Лукина Е.А., Богачев И.А., Наприен-ко С.А. Влияние технологических параметров селективного электронно-лучевого сплавления на химический состав, микроструктуру и пористость TiAl-сплава системы Ti-Al-V-Nb-Cr-Gd // Металлург. - 2023. - № 5. - С. 54-66.
15. Wartbichler R., Clemens H., Mayer S., Ghibaudo C., Rizza G., Galati M., Iuliano L., Biamino S., Ugues D. On the formation mechanism of banded microstructures in electron beam melted Ti-48Al-2Cr-2Nb and the design of heat treatments as remedial action // Adv. Eng. Mater. - 2021. - V. 23. - No. 12. - Art. 2101199.
16. Juechter V., Körner C. Creep properties of Ti-48Al-2Cr-2Nb produced by selective electron beam melting // Key Eng. Mater. - 2016. - V. 704. - P. 190-196.
17. Chen Y., Yue H., WangX. Microstructure, texture and tensile property as a function of scanning speed of Ti-47Al-2Cr-2Nb alloy fabricated by selective electron beam melting // Mater. Sci. Eng. A. - 2018. -V. 713. - P. 195-205.
18. Juechter V., Franke M.M., Merenda T., Stich A., Körner C., Singer R.F. Additive manufacturing of Ti-45Al-4Nb-C by selective electron beam melting for automotive applications // Add. Manuf. - 2018. -V. 22. - P. 118-126.
19. Wimler D., Lindemann J., Reith M., Kirchner A., Allen M., Vargas W.G., Clemens H., Mayer S. Designing advanced intermetallic titanium aluminide alloys for additive manufacturing // Intermetallics. - 2021. -V. 131. - Art. 107109.
20. Biamino S., Penna A., Ackelid U., Sabbadini S., Tassa O., Fino P., Pavese M., Gennaro P., Badini C. Electron beam melting of Ti-48Al-2Cr-2Nb alloy: Microstructure and mechanical properties investigation // Intermetallics. - 2011. - V. 19. - P. 776-782.
21. Пат. 2606368 РФ. Сплав на основе интерметалли-да титана и изделие, выполненное из него / Е.Н. Каблов, Н.А. Ночовная, Д.Е. Каблов, В.В. Ан-типов, П.В. Панин, А. С. Кочетков. - Заявл. 15.10.2015, опубл. 10.01.2017. - Бюл. № 1.
22. Каблов Е.Н. Инновационные разработки ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года» // Авиационные материалы и технологии. - 2015. - № 1(34). -С. 3-33. - https://doi.org/10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33
23. Бондаренко Ю.А. Тенденции развития высокотемпературных металлических материалов и технологий при создании современных авиационных газотурбинных двигателей // Авиационные материалы и технологии. - 2019. - № 2(55). - С. 3-11. - https:// doi.org/10.18577/2071-9140-2019-0-2-3-11
24. Panin P. V., Bogachev I.A., Lukina E.A. Production and investigation of powders for additive synthesis from a new beta-solidifying TiAl-based alloy // J. Phys. Conf. Ser.: RSMC-2021. - 2021. - V. 2144. - Art. 012004. -https://doi.org/10.1088/1742-6596/2144Z1/012004
25. Spitans S., Franz H., Baake E. Numerical Modelling and Optimization of the Electrode Induction Melting for Inert Gas Atomization (EIGA) // Proc. of 11th PAMIR International Conf. — Fundamental and Applied MHD. - 2019. - P. 327-331.
26. Князев А.Е., Востриков А.В. Рассев порошков в аддитивном и гранульном производствах (обзор) // Труды ВИАМ: электрон. науч.-технич. журн. -2020. - №11(93). - С. 11-20. - Ст. 02. - URL: http://viam-works.ru (дата обращения: 07.04.2023). -https://doi.org/10.18577/2307-6046-2020-0-11-11-20
27. Алишин М.И., КнязевА.Е. Производство металло-порошковых композиций высокой чистоты титановых сплавов методом индукционной газовой ато-мизации для аддитивных технологий // Труды ВИАМ: электрон. науч.-технич. журн. - 2017. -№ 11(59). - С. 37-45. - Ст. 05. - URL: http://viam-works.ru (дата обращения: 07.04.2023). - https://doi. org/10.18577/2307-6046-2017-0-11-5-5
28. Kochetkov A.S., Panin P.V., Nochovnaya N.A., Maku-shina M.A. Study of chemical inhomogeneity in beta-solidifying TiAl alloys of various composition // Metallurgist. - 2021. - V. 64. - Nos. 9-10. - P. 962973. - https://doi.org/10.1007/s11015-021-01077-1
29. Panin P.V., Kochetkov A.S., Zavodov A.V., Lukina E.A. Effect of Gd addition on phase composition, structure, and properties of beta-solidifying TiAl-based alloy with Zr and Cr content variability // Intermetallics. -2020. - V. 121. - Art. 106781. - https://doi.org/10. 1016/j.intermet.2020.106781
30. Panin P.V., Lukina E.A., Kochetkov A.S., Yakov-lev A.L., Pakhomkin S.I., Speransky K.A. Determination of critical points of variable composition beta-solidifying TiAl-alloy // Metallurgist. - 2021. - V. 65. -Nos. 3-4. - P. 454-464. - https://doi.org/10.1007/ s11015-021-01176-z
31. Panin P.V., Nochovnaya N.A., Lukina E.A., Kochetkov A.S. Effect of chemical composition variability on phase composition and structure of beta-solidifying TiAl-alloy in as-cast condition // Inorg. Mater. Appl. Res. - 2019. - V. 10. - No. 2. - P. 316-321. - https:// doi.org/10.1134/S2075113319020333
32. Panin P. V., Zavodov A.V., Lukina E.A. Effect of thermal exposure on microstructure evolution and mechanical properties of cast beta-solidifying TiAl-based al-
loy doped with Gd // Intermetallics. - 2022. -V. 145. - Art. 107534. - https://doi.Org/10.1016/j. intermet.2022.107534
33. Antonysamy A.A., Meyer J., Prangnell P.B. Effect of build geometry on the beta-grain structure and texture in additive manufacture of Ti-6Al-4V by selective electron beam melting // Mater. Charact. - 2013. -V. 84. - P. 153-168.
34. Al-Bermani S.S., Blackmore M.L., Zhang W., Todd I. The origin of microstructural diversity, texture and mechanical properties in electron beam melted Ti-6Al-4V // Metall. Mater. Trans. A. - 2012. - V. 41. -P. 3422-3434.
35. Helmer H.E., Hartmann N., Körner C., Singer R.F. Relation between processing strategy, grain structure and mechanical properties in superalloy Inconel 718 processed by selective electron beam melting // Proc. DDMC Berlin Fraunhofer. - 2014.
36. Неруш С.В., Капланский Ю.Ю., Дынин Н.В., Бена-риеб И., Савичев И.Д. Разработка параметров селективного лазерного сплавления, структура и механические свойства высокопрочного алюминиевого сплава системы Al-Ce-Cu // Труды ВИАМ: электрон. науч.-технич. журн. - 2023. - № 1(119). -С. 50-68. - Ст. 05. - URL: http://viam-works.ru (дата
обращения: 07.04.2023). - https://doi.org/10.18577/ 2307-6046-2023-0-1-50-68
37. Seifi M., Salem A.A., Satko D.P., Ackelid U., Semia-tin S.L., Lewandowski J.J. Effects of HIP on microstructural heterogeneity, defect distribution and mechanical properties of additively manufactured EBM Ti-48Al-2Cr-2Nb // J. Alloys Comp. - 2017. -V. 729. - P. 1118-1135.
38. Mohammad A., Alahmari A.M., Mohammed M.K., Renganayagalu R.K., Moiduddin K. Effect of energy input on microstructure and mechanical properties of titanium aluminide alloy fabricated by the additive manufacturing process of electron beam melting // Materials. - 2017. - No. 10(211). - P. 1-16.
39. Gebhard S., Pyczak F., Göken M. Microstructural and micromechanical characterisation of TiAl alloys using atomic force microscopy and nanoindentation // Mater. Sci. Eng. A. - 2009. - V. 523. - P. 235-241.
40. Panov D.O., Sokolovsky V.S., Stepanov N.D., Zhereb-tsov S.V., Panin P.V., VolokitinaE.I., NochovnayaN.A., Salishchev G.A. Effect of interlamellar spacing on strength-ductility combination of ß-solidified y-TiAl based alloy with fully lamellar structure // Mater. Sci. Eng. A. - 2023. - V. 862. - Art. 144458. - https://doi. org/10.1016/j.msea.2022.144458
Поступила в редакцию 16.04.2023 г., после доработки 18.07.2023 г., принята к публикации 03.08.2023 г.
Сбедения об абторах
Панин Павел Васильевич, к.т.н., доц., внс НИЦ «Курчатовский институт» - ВИАМ, PaninPay@yandex.ru Лукина Елена Александровна, к.т.н., доц. НИУ «МАИ», 1ukinaea@mai.ru
Наприенко Сергей Александрович, к.т.н., нач. сектора НИЦ «Курчатовский институт» - ВИАМ, ti1ab@viam.ru Алексеев Евгений Борисович, к.т.н., нач. сектора НИЦ «Курчатовский институт» - ВИАМ, a1exeev-evgeny@mai1.ru
