Введение

Одной из самых важных и актуальных задач аддитивных технологий (АТ) является создание новых никелевых сплавов с механическими свойствами при высоких рабочих температурах, сопоставимыми с характеристиками литейных сплавов [1–3].

Получение таких материалов сопряжено с рядом проблем. Например, эти сплавы подвержены растрескиванию в результате деформационного старения, но тщательный контроль режимов АТ в процессе производства (стратегия сканирования, подача газа и т. д.) и условий после печати (обработка, скорость нагрева) позволяет в определенной степени минимизировать такие риски. Аналогичным образом устойчивость к трещинам можно повысить, подобрав геометрические размеры детали таким образом, чтобы уменьшить влияние дефектов, концентрирующих напряжения, таких как поры и трещины.

Растрескивание в результате деформационного старения происходит под действием двух основных механизмов: остаточные напряжения и выделение γ′-фазы. Величина остаточных напряжений может быть уменьшена путем предварительного нагрева порошка, что минимизирует диапазон температур для термического сжатия и расширения. Как показано в патенте [4], остаточные напряжения можно минимизировать за счет управления процессом печати, в частности благодаря использованию тонких слоев порошка и преднамеренно перекрывающихся лазерных сканов. В патенте [5] также показано, что за счет особенно быстрого повышения температуры термической обработки после снятия напряжения напечатанных образцов можно снизить риск растрескивания в результате деформационного старения.

Другой механизм, реализуемый в подобных сплавах, который также не может быть легко нивелирован оптимизацией режимов АТ, – это горячее растрескивание. Горячее растрескивание происходит на последних стадиях процесса затвердевания из-за формирования колоссальных напряжений в синтезированном материале и в значительной степени зависит от химического состава сплава [6]. Например, при применении в АТ к горячему растрескиванию склонны такие несвариваемые или ограниченно свариваемые сплавы, как MAR M-247 [7], Hastelloy X [8], ЖС32 [9]. При этом трещины могут наблюдаться даже в таких материалах, как свариваемый никелевый сплав ЭП648 [10], ограниченно свариваемые никелевые сплавы ВЖ738 [11] и ВЖ939 [12], но не обнаруживаются в структуре традиционно используемых в отечественной аддитивной практике свариваемых сплавов на основе никеля (ВЖ159) [13, 14] и кобальта (В4К, MAR-M509) [15, 16].

В жаропрочные никелевые сплавы(ЖНС) добавляют различные легирующие элементы для улучшения механических свойств и стабильности микроструктурной составляющей при повышенных температурах. Даже обычные стали и титановые сплавы не сохраняют стабильность при повышенных температурах (>600 °C), поэтому альтернативой становятся железоникелевые, никелевые и кобальтовые сплавы. Благодаря высокотемпературным свойствам они называются суперсплавами. Например, в сплавах системы Fe–Ni–Co упрочнение происходит за счет выделения дисперсных частиц в твердом растворе, но они все равно менее устойчивы к воздействию температур в сравнении со сплавами на основе Со, упрочненными карбидами. Примечательно, что сплавы на основе системы Fe–Ni демонстрируют наиболее эффективный механизм упрочнения при повышенных температурах благодаря образованию упрочняющих выделений, таких как γ′- и γ″-фазы. Железо, никель и кобальт являются основными легирующими элементами для сплавов, эксплуатируемых при высоких температурах, которые имеют матрицу с гранецентрированной кристаллической решеткой (ГЦК). Однако в отличие от никеля, который сохраняет единую кристаллическую структуру типа ГЦК при любой температуре, железо и кобальт являются аллотропными металлическими элементами, т. е. обладают двумя различными кристаллическими структурами в зависимости от времени и легирующих элементов в твердом растворе [17].

Механизм упрочнения в ЖНС может быть обусловлен легирующими элементами, которые избирательно вводятся в аустенитную никелевую матрицу. Например, Cr, Fe, Co, Mo, W, Hf, Re и Ru предпочтительно находятся в g-матрице и способствуют упрочнению твердого раствора сплавов на основе никеля. В то время как другие элементы, такие как Al, Ti, Nb и Ta, имеют тенденцию к образованию других соединений с разными стехиометрическими соотношениями: Ni₃Al (γ′) или Ni₃Nb (γ″) с упорядоченными кристаллическими структурами, т. е. L1₂ или D0₂₂ соответственно. Другими примерами являются элементы B, C и Zr, которые имеют тенденцию к сегрегации по границам зерен в виде упрочняющих растворов-кластеров или выделений в сочетании с Ti, Ta, Hf, Cr и Mo.

В основном структура сплавов на основе никеля состоит из аустенитной ГЦК g-никелевой матрицы и ряда других вторичных фаз. Примерами являются карбидные фазы ГЦК-типа (например, MC, M₆C, M₂₃C₆, M₇C₃); γ′-фаза, которая представляет собой упорядоченную фазу Ni₃(Al, Ti); γ″-фаза, которая представляет собой упорядоченную фазу Ni₃Nb; η-фаза, которая представляет собой гексагональную плотноупакованную структуру Ni₃Ti (или Ni₆TiAlNb); δ-фаза, которая является орторомбическим упорядоченным интерметаллическим соединением Ni₃Nb. Благодаря упорядоченной кристаллической структуре фазы γ′, γ″, δ и η имеют особое значение для упрочнения сплавов на основе никеля. Это связано с тем, что для прохождения дислокаций через границы этих фаз требуется дополнительная энергия. Упорядочение увеличивает энергию антифазных границ и дефекта упаковки, что, в свою очередь, повышает эффект упрочняющих фаз при высоких температурах. Упрочняющий эффект упорядоченных фаз можно объяснить тем, что определенные элементы всегда занимают конкретные места в их кристаллических структурах. Например, в упорядоченной ГЦК γ′-фазе (т. е. Ni₃(Al, Ti)) атомы никеля всегда занимают центрированные по граням позиции в кубической кристаллической структуре, а атомы Ti и Al – угловые позиции, напротив, в неупорядоченных структурах атомы могут занимать любые места, поэтому присутствие каждого атома идентифицируется объемной или массовой долей в известной кристаллической структуре элементарной ячейки.

Вследствие сложного влияния композиционных легирующих элементов в сплавах на основе никеля большинство зарубежных исследований по-прежнему сосредоточено на коммерческих сплавах, порошки которых получают методом газовой атомизации, таких как свариваемые сплавы на основе никеля, включая IN718 [18] и IN625 [19], а также несвариваемые, включая CM247LC [20], IN738LC [21], CMSX-4 [22], MAR M-247 [7], Rene 104 [23] и Rene 142 [24]. Обнаружено, что γ′-образующие элементы, такие как Al, Co, Cr, Ta и W, значительно увеличивают вязкость предварительно легированных порошков по сравнению с порошками чистого Ni [25].

Как правило, различные процессы AТ разрабатываются на основе типа исходного материала и технологий послойного сплавления. В процессах AТ, основанных на сплавлении металлов, исходным материалом является металлический порошок. Система сплавления основана на источнике тепла, таком как лазер или электронный луч, в котором металл сплавляется при повышенных скоростях (10⁴–10⁶ К/с). В настоящее время селективное лазерное сплавление (СЛС) обеспечивает наилучшую воспроизводимость и соответствие размеров заготовок по сравнению с другими методами АТ. Следовательно, данная технология хорошо изучена в научных кругах и используется в различных отраслях, таких как медицина (титан, нержавеющие стали и кобальтохромовые сплавы), аэрокосмическая и оборонная промышленность (сплавы на основе никеля) и энергетика (нержавеющие стали и сплавы на основе никеля).

Все существующие сплавы на никелевой и кобальтовой основе, применяемые в АТ, при температурах 800 °С и более уступают литейным по характеристикам длительной прочности и ползучести. Поэтому задача получения новых никелевых сплавов, не склонных к горячему растрескиванию при синтезе и сопоставимых по свойствам с литейными, является актуальной. Для этого необходимо точечно корректировать химические составы ограниченно свариваемых сплавов и разработать новые подходы к созданию сплавов на никелевой основе для АТ.

Цель данной работы – исследование структуры и свойств экспериментального состава ЖНС с рабочей температурой 900 °С, применимого для АТ и особенно устойчивого к горячему растрескиванию.

Материалы и методы

Исследован экспериментальный состав ЖНС с потенциальной рабочей температурой 900–950 °C, который обладает устойчивостью к горячему растрескиванию при получении методом СЛС.

Металлопорошковая композиция (МПК) экспериментального состава ЖНС изготовлена на промышленном тигельном атомайзере с максимальной температурой нагрева 1700 °C и давлением до 0,667 Па. В качестве исходного материала использовали литые прутковые заготовки, изготовленные в вакуумной индукционной печи.

Химический состав литых прутковых заготовок контролировали методами атомно-эмиссионной спектрометрии (определение содержания Ni, Al, Co, Сr, Mo, Nb, Ta, W, Ti) и сжигания образца в потоке кислорода (определение содержания C, B).

Изготовленные литые прутковые заготовки использовали для получения фракции МПК размером 10–63 мкм. Схема изготовления целевой фракции МПК включает подготовку и загрузку в тигель литых шихтовых заготовок, плавку и распыление расплава инертным газом, выгрузку порошка, рассев на фракции и аэродинамическую сепарацию. Гранулометрический состав изготовленных партий МПК определяли по ГОСТ 8.777–2011 методом дифракции лазерного излучения в жидкости на лазерном анализаторе частиц.

Микроструктуру анализировали с помощью сканирующего электронного микроскопа.

Для исследуемого экспериментального сплава проведена термическая обработка, состоящая из двухступенчатого отжига с последующим двухступенчатым старением.

Испытания на растяжение проводили в соответствии с ГОСТ 1497–2023, испытания на длительную прочность – согласно ГОСТ 10145–81 на образце с диаметром рабочей части 5,00±0,02 мм и начальной расчетной длиной , где F₀ – начальная площадь поперечного сечения.

Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП «Климатические испытания» НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ.

Результаты и обсуждение

Микроструктура исследуемого экспериментального состава никелевого сплава до и после термической обработки, полученная с помощью сканирующего электронного микроскопа с увеличением ×25000, показана на рис. 1 в параллельном (Z) и перпендикулярном (XY) направлениях относительно направления синтеза.

В структуре синтезированного материала в состоянии после синтеза (до термической обработки) трещин не обнаружено. Эпитаксиальный рост из частично переплавленных предыдущих слоев позволяет сформировать равномерную структуру. Из анализа микроструктур, показанных в направлениях XY, можно сделать вывод, что фронт роста преимущественно ячеистый. Размер ячеек составляет от 0,4 до 2 мкм. Расстояние между первичными ячейками свидетельствует о высокой скорости затвердевания.

Микроструктура синтезированного материала после термической обработки представляет собой разноразмерные зерна γ-твердого раствора, упрочненного дисперсными частицами γ′-фазы и дисперсными карбидами. Содержание γ′-фазы в структуре данного экспериментального состава ЖНС составляет ~37 %. Исходя из анализа структуры, представленной на рис. 1, в, можно сделать вывод о прохождении неполной рекристаллизации в процессе проведения термической обработки.

Рис. 1. Микроструктуры экспериментального состава жаропрочного никелевого сплава в направлениях XY (а, в) и XZ (б, г) до (а, б) и после (в, г) термической обработки

На рис. 2 представлены результаты испытания экспериментального состава ЖНС на растяжение при комнатной температуре и 800, 900, 950 °С. Все измерения в ориентации выращивания демонстрируют уменьшение предела прочности и относительного удлинения при увеличении температуры. Эффекты уменьшения относительного удлинения при определенных температурах обычно наблюдаются для никелевых сплавов, но причину такого снижения для всего интервала температур 800–1000 °С по сравнению с комнатной необходимо установить в дальнейших работах.

Рис. 2. Кривые растяжения экспериментального состава жаропрочного никелевого сплава при комнатной температуре (КТ), 800, 900, 950 °С (а, б), зависимости предела прочности (в) и относительного удлинения (г) от температуры испытания

Результаты испытаний образцов из нового экспериментального ЖНС на длительную прочность при разных температурах и напряжениях в направлении XY в сравнении со сплавами, адаптированными для АТ в НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ, представлены в таблице. Разработанный специально для АТ новый экспериментальный состав ЖНС денонсирует преимущество в сравнении с адаптированными для АТ сплавами на основе никеля и кобальта. Это связано с составом, специально разработанным именно для синтеза исследуемого материала, с меньшей склонностью к образованию горячих трещин и рекристаллизации. Новый экспериментальный состав имеет рабочую температуру вплоть до 950 °С и по результатам испытаний на длительную прочность превосходит все имеющиеся аналоги ЖНС с содержанием γ′-фазы до 40 %, которые известны для АТ, а также сплавы на основе кобальта.

Длительная прочность нового экспериментального состава

и сплавов на основе никеля и кобальта

Заключения

Исходная микроструктура исследованного экспериментального состава ЖНС до термической обработки характеризуется твердым раствором γ-фазы с ячеистой морфологией и размером от 0,4 до 2 мкм с мелкодисперсными включениями γ′-фазы и карбидов. После термической обработки структура претерпевает неполную рекристаллизацию, из твердого раствора выделяется γ′-фаза в количестве ~37 %.

Испытания на растяжение при комнатной температуре и при температурах 800, 900, 950 °С показали, что в различных ориентациях выращивания уменьшаются предел прочности и относительное удлинение при увеличении температуры.

Согласно результатам измерения длительной прочности, при температурах 800, 900 и 950 °С новый экспериментальный состав ЖНС имеет преимущество перед адаптированными для АТ сплавами на основе никеля и кобальта.

Рабочая температура нового экспериментального состава достигает 950 °С. По длительной прочности рассмотренный состав превосходит все имеющиеся аналоги жаропрочных сплавов на основе никеля с содержанием γ′-фазы до 40 %, которые известны для АТ, а также сплавы на основе кобальта.

Дальнейшие исследования данного экспериментального состава ЖНС должны быть направлены, с одной стороны, на определение комплекса свойств материала, в том числе пределов длительной прочности и выносливости, с другой стороны, на тонкие исследования его структуры, например, для объяснения причин снижения характеристик пластичности для всего интервала температур 800–1000 °С.