Введение

Интерметаллидные сплавы на базе алюминидов титана получили особое внимание со стороны исследователей как потенциальные жаропрочные материалы для замены никелевых сплавов, применяемых в автомобильной и аэрокосмической отраслях промышленности. Орторомбические титановые сплавы выделяют среди прочих благодаря их способности к жаростойкости и сопротивлению ползучести при повышенных температурах, обуславливаемой наличием орторомбического интерметаллида Ti2AlNb [1]. В то же время присутствие интерметаллидной фазы вызывает сложности при изготовлении изделий из этих сплавов традиционными методами [2–4].

Современные сплавы на основе орторомбического алюминида титана во многом превосходят предшествующее поколение сплавов, базирующихся на интерметаллиде Ti3Al. Хорошо известно, что введение в сплавы на основе алюминида титана таких изоморфных к бета-фазе легирующих элементов, как Mo, V, Ta и, в особенности, Nb, позволило улучшить характеристики ползучести и прочности при повышенных температурах [5–7]. С целью решения проблемы охрупчивания титановых сплавов при пониженных температурах, а также улучшения прочностных характеристик применяют легирование медью [8]. В ранее проведенных исследованиях показано, что образующаяся эвтектика в таких сплавах содержит интерметаллид Ti2Cu, который выступает в качестве упрочняющего компонента [9; 10]. Введение меди позволяет также уменьшить температурный градиент в процессе лазерного формования в порошковой ванне и способствовать образованию равноосных эвтектоидных зерен в бинарном сплаве за счет эффекта концентрационного переохлаждения [11; 12]. Несмотря на положительное влияние меди с точки зрения обеспечения высокой теплопроводности и жаростойкости, различие в температурах плавления компонентов повышает риск формирования газовых пор и трещин [13].

Литье интерметаллидных титановых сплавов требует строгого соблюдения особых условий изготовления, включая высокое качество поверхности литейных форм, а также высокие температуры и защитную атмосферу для предотвращения образования дефектов [14]. Повышенная хрупкость и плохая обрабатываемость резанием делают механическую обработку интерметаллидных сплавов трудозатратным и дорогостоящим процессом [15; 16]. В связи с этим актуальным является применение аддитивных технологий (АТ) для получения изделий из интерметаллидных титановых сплавов [17; 18]. Производство интерметаллидных сплавов с помощью АТ зачастую сопровождается образованием трещин и, в отличие от литейных процессов, характеризуется на порядок более высокой скоростью охлаждения, что способствует возникновению высоких термических напряжений [13]. Одним из подходов к уменьшению термических напряжений в технологии селективного лазерного плавления (СЛП) является контроль температурных условий при кристаллизации. Было показано, что формирование бездефектных интерметаллидных образцов требует дополнительного высокотемпературного подогрева подложки в процессе СЛП [19]. Установлено, что для получения бездефектных образцов из орто-сплава Ti2AlNb с добавлением микролегирующих элементов необходим подогрев подложки более 800 °С [20]. Тем не менее влияние меди на технологичность получения орто-сплава в процессе СЛП еще не было подробно изучено [21].

Среди относительно новых подходов, позволяющих упростить производство и снизить затраты на получение новых сплавов и изделий из них, является in situ синтез. Синтез сплава требуемого состава из элементных порошков давно осуществляется методами порошковой металлургии, включая такие технологии, как горячее изостатическое прессование (ГИП) [22] и искровое плазменное спекание [23]. Для сплавов на основе титана уже были применены подобные подходы, в том числе в процессе селективного лазерного плавления и других технологиях аддитивного производства [21; 24; 25].

В данной работе приведены результаты исследования in situ легированного орторомбического титанового сплава, полученного по технологии селективного лазерного плавления, формирования структуры и изменения фазового состава при добавлении меди в количестве от 0 до 6 мас. %.

Методика исследований

Для проведения исследования использовалась порошковая смесь, полученная путем перемешивания порошка орто-сплава Ti–22Al–23Nb–0,8Mo–0,3Si–0,4C–0,1B–0,2Y (ат. %) (производства «AMC Powders Co. Ltd», Китай) и порошка меди марки ПМС-1 в количестве 2, 4 и 6 мас. % (рис. 1) с помощью гравитационного смесителя в течение 12 ч. Медный порошок с чистотой 99,5 % был изготовлен электролитическим методом и характеризуется дендритной морфологией частиц. Исходный порошок орто-сплава с частицами сферической формы (их средний размер d50 = 33 мкм) был получен методом газовой атомизации.

Из полученной смеси для исследования микроструктуры были изготовлены образцы размером 10×10×10 мм по технологии СЛП на установке «AconityMIDI» (Aconity3D GmbH, Германия), оснащенной волоконным лазером с длиной волны 1070 нм и максимальной мощностью 1000 Вт. Изготовление образцов производилось в защитной атмосфере аргона, при этом перед началом процесса лазерной обработки осуществлялся подогрев подложки до температур 300, 500 и 850 °С. Диапазон температур подогрева подложки выбирался в области эвтектоидного превращения Ti2Cu, а также исходя из результатов предыдущих исследований процесса СЛП орторомбических сплавов [26].

Изготовление образцов методом СЛП производилось при использовании уровня объемной плотности энергии 49 Дж/мм3. Значения основных технологических параметров СЛП были выбраны на основе ранее проведенных исследований процесса СЛП орто-сплава [20], в ходе которых были определены показатели, обеспечивающие получение образцов с относительной плотностью более 99 %. Для изучения механических свойств изготавливались образцы диаметром 12 мм и длиной 70 мм, из которых с помощью механической обработки были получены образцы с размерами в соответствии с ГОСТ 1497-84.

Для микроструктурного и энергодисперсионного (EDX) анализов применялся сканирующий электронный микроскоп «Mira 3 LMU SEM» (Tescan, Чехия). Рентгенофазовый анализ (РФА) проводился с помощью рентгеновского дифрактометра «Bruker D8 Advance» (Bruker, Бремен, Германия) с излучением CuKα (λ = 1,5418 Å). Дифференциальная сканирующая калометрия (ДСК) осуществлялась с использованием анализатора «STA409 Netzch/Pegasus» (Netzch, Германия) со скоростью нагрева 10 °C/мин в потоке аргона. Твердость образцов измерялась на установке «Buehler VH1150» (Buehler, США) с нагрузкой 500 г. Испытания на растяжение проводили на испытательной машине «Zwick/Roell Z100» (Zwick/Roell, Германия).

Результаты и их обсуждение

На рис. 2 приведены изображения микроструктур образцов орто-сплава с 6 мас. % меди, изготовленных методом СЛП при различных температурах подогрева подложки. Микроструктура и фазовый состав орто-сплава с добавлением меди претерпевают значительные трансформации при изменении температуры подложки в процессе СЛП. При использовании относительно невысокой температуры подогрева 300 °C микроструктура характеризуется однофазной структурой, состоящей из B2/β-фазы с ОЦК-решеткой (рис. 2, а). На образцах отмечаются трещины, возникшие вследствие термических напряжений. Повышение температуры подогрева до 500 °C способствует выделению орторомбической Ti2AlNb-фазы (темно-серого цвета) по границам первичных β-зерен (рис. 2, б). Дальнейшее повышение температуры до 850 °C приводит к утолщению выделений орто-фазы по границам β-зерен (рис. 2, в), а внутри β-зерен образуются мелкодисперсные игольчатые выделения орто-фазы (серый цвет). Участки с повышенным содержанием меди с помощью микроструктурного анализа не были обнаружены. Энергодисперсионный анализ показал, что в результате СЛП порошковой смеси медь равномерно распределена в объеме образца. Полученные результаты изменения микроструктуры и фазового состава орто-сплава с добавлением меди при варьировании температуры подогрева подложки коррелируют с проведенным ранее исследованием для орто-сплава без меди [20]. Однако добавление меди привело к более выраженному образованию приграничных выделений орто-фазы и меньшему размеру первичных β-зерен.

В случае орто-сплава с добавлением меди для получения образцов с минимальным количеством дефектов в виде трещин необходимо применять высокотемпературный подогрев подложки, так как в случае t = 300 и 500 °C изготовленные образцы характеризовались наличием трещин, образовавшихся вследствие высоких остаточных напряжений, аналогично орто-сплаву без добавления меди [20]. Таким образом, дальнейшие исследования проводились с использованием образцов, изготовленных при температуре подогрева подложки 850 °C.

На рис. 3 приведены изображения микроструктур образцов орто-сплава при различном содержании меди. Независимо от количества меди в сплаве образцы характеризуются двухфазной B2/β + Ti2AlNb-микроструктурой, что подтверждается результатами рентгенофазового анализа (рис. 4). Также, согласно РФА, в образцах имеется небольшая доля α2-Ti3Al-фазы (белый цвет), количество которой увеличивается с повышением содержания меди в сплаве. При этом интерметаллидные выделения Ti2Cu, характерные для системы Ti–Cu, в микроструктуре полученных образцов не были обнаружены, что может быть связано с высокой скоростью охлаждения, присущей процессу СЛП. Для полученных микроструктур отличительной особенностью является наследственное влияние контуров ванны расплава. По границам ванн расплава имеются в основном мелкие равноосные зерна, а вытянутые зерна в большей степени наблюдаются в центральной части ванны (рис. 3, в). Такое распределение повторяет направление теплоотвода, которое преимущественно совпадает с направлением выращивания. Так, в работе [27] отмечается формирование комбинированной микроструктуры со столбчатыми и равноосными кристаллитами, имеющими разное расположение вдоль траектории движения лазера в зависимости от скорости сканирования.

На рис. 5 приведены результаты дифференциальной сканирующей калометрии для сплавов Ti22Al25Nb в случае добавления 6 мас. % меди и без нее. Экзотермическое превращение в диапазоне t = 631÷663 °С, обнаруженное при нагреве, в обоих случаях связано с выделением орторомбической фазы. Перегиб кривой в сторону эндотермического превращения в зоне В2/β + О может быть в том числе соотнесен с эвтектоидным распадом В2/β с образованием α + Ti2Cu. ДСК-кривая легированного медью сплава демонстрирует смещение пиков фазовых превращений в сторону расширения областей О-Ti2AlNb и В2/β + О, тем самым сужая область формирования интерметаллида α2-Ti3Al. Значительного влияния на температуру фазового перехода О + В2/β → В2 при этом легирование медью не оказало.

Введение в орто-сплав меди с помощью in situ легирования в процессе СЛП в условиях подогрева подложки при t = 850 °С способствовало значительному измельчению зерен. Тенденция к измельчению зерна прослеживается, начиная с добавления 2 мас. % Cu, – размер зерен β-фазы уменьшается почти в 2 раза (рис. 6). Средний размер зерна в случае орто-сплава без добавления меди составлял 50,7 мкм. Наиболее существенное измельчение зерна (до среднего размера 8,3 мкм) было достигнуто при наибольшем содержании меди 6 мас. %. Медь имеет более высокую теплопроводность по сравнению с титановым орто-сплавом, что может способствовать интенсификации теплоотвода в процессе кристаллизации расплава при лазерной обработке, приводя к образованию более мелкозернистой микроструктуры [13]. Помимо этого, наличие частиц меди может обуславливать образование вторичных фаз, препятствующих росту зерен [10].

На рис. 7 приведены кривые растяжения образцов орто-сплава с различным содержанием меди. Изменение механических свойств сплава происходит неоднозначно, и увеличение доли меди в сплаве приводит сначала к возрастанию прочности в случае 2 мас. % Cu. Дальнейшее повышение содержания меди вызывает снижение прочности и охрупчивание сплава, несмотря на уменьшение размера зерна. Охрупчивание сплава может быть обусловлено образованием и ростом хрупких выделений интерметаллидной О-фазы по границам зерна [16; 24]. Примечательно, что предел прочности орто-сплава с 2 мас. % Cu в исходном состоянии после СЛП сопоставим по значению с прочностью орто-сплава без добавления меди, полученного методом СЛП с последующим горячим изостатическим прессованием и термической обработкой [17].

Твердость образцов орто-сплава с увеличением содержания меди изменяется неравномерно. Добавление в орто-сплав 2 мас. % Cu привело к повышению твердости на 5 % до 388 HV0,5 , в сравнении с нелегированным медью образцом. Так, наибольшие значения микротвердости 405 HV0,5 были получены при содержании меди 6 мас. %, что соответствует наименьшему размеру зерна и наибольшему количеству интерметаллидной фазы. Твердость орто-сплава без наличия меди составила 360 HV0,5 . Таким образом, добавление 6 мас. % Cu привело к увеличению твердости на 12 %. Повышенное значение твердости обуславливается измельченными зернами, наблюдаемыми при добавлении меди, и повышенной плотностью границ зерен, на которых образуются выделения орторомбической интерметаллидной фазы. Кроме того, стоит отметить благоприятное соотношение количества α2-Ti3Al и орто-фазы на твердость сплава с 4 мас. % Cu, составляющую 364 HV0,5 .

Добавление меди в количестве от 4 мас. %, несмотря на измельчение зерна, привело к охрупчиванию сплава. Такой эффект наблюдается в условиях высокой концентрации границ зерен, на которых присутствует оторочка из хрупкой интерметаллидной фазы. Так, EDX-анализ показал (рис. 8), что на границах зерен сосредоточено повышенное содержание титана, алюминия и меди по сравнению с основным объемом зерна. Для уменьшения количества охрупчивающих фаз по границам зерен может быть проведена дополнительная термическая обработка, что будет исследовано в дальнейших работах.

Выводы

В данной работе приведены результаты исследования влияния меди на микроструктуру и механические свойства орторомбического титанового сплава, полученного при in situ легировании в процессе селективного лазерного плавления. По результатам проведенного исследования были сделаны следующие выводы:

1. С введением меди в количестве от 0 до 6 мас. % наблюдается значительное измельчение микроструктуры с образованием мелких равноосных зерен. Фазовый состав орто-сплава в исследуемом диапазоне содержания Cu характеризуется двухфазной B2/β + Ti2AlNb-микроструктурой с небольшим количеством α2-Ti3Al-фазы.

2. Варьирование температуры подогрева подложки от 300 до 850 °C в процессе СЛП привело к изменению микроструктуры и фазового состава сплава, начиная от единичной B2/β-фазы при t = 300 °С и до образования O-фазы с выделением Ti3Al-фазы при температуре подогрева подложки 850 °C. Кроме того, высокотемпературный подогрев подложки является эффективным способом предотвращения трещинообразования в процессе СЛП.

3. Твердость орто-сплава с содержанием 6 мас. % Cu увеличилась на 12 % по сравнению со сплавом без меди, однако положительное влияние на прочность сплава оказало введение 4 мас. % Cu, что позволило достичь предела прочности при растяжении 1080 МПа, сопоставимого с пределом прочности орто-сплава без меди, изготовленного по технологии СЛП с последующим горячим изостатическим прессованием.

4. Одной из причин охрупчивания орторомбического интерметаллидного сплава являются подавление орто-фазы и ее выделение на границах зерен, приводя к их ослаблению. Данный эффект усиливается измельчением зерен, индуцированным наличием меди в сплаве.