Особенности структурообразования интерметаллидных титановых сплавов на основе орторомбического алюминида титана при их изготовлении методом селективного лазерного плавления тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Полозов Игорь Анатольевич

• Полозов Игорь Анатольевич
• кандидат наук
• 2020

Оглавление диссертации кандидат наук Полозов Игорь Анатольевич

ВВЕДЕНИЕ

1 ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1 Интерметаллидные титановые сплавы, их получение традиционными способами, взаимосвязь структуры и свойств

1.2 Изготовление интерметаллидных титановых сплавов с помощью аддитивных технологий

1.3 Выводы по главе. Поставка целей и задач исследования

2 МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ

3 ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССА IN SITU СИНТЕЗА ТИТАНОВОГО ОРТО-СПЛАВА МЕТОДОМ СЕЛЕКТИВНОГО ЛАЗЕРНОГО ПЛАВЛЕНИЯ С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ СМЕСИ ПОРОШКОВ ОТДЕЛЬНЫХ ЭЛЕМЕНТОВ

3.1 Исследование влияния параметров процесса селективного лазерного плавления на относительную плотность, микроструктуру и состав сплава

3.2 Определение температур фазовых превращений в синтезированном сплаве с помощью дифференциальной сканирующей калориметрии

3.3 Влияние горячего изостатического прессования и термической обработки на структурно-фазовое состояние сплава

3.4 Исследование механических свойств синтезированного сплава

3.5 Выводы по главе

4 СИНТЕЗ ПОРОШКА ОРТО-СПЛАВА МЕХАНИЧЕСКИМ ЛЕГИРОВАНИЕМ И ПЛАЗМЕННОЙ СФЕРОИДИЗАЦИЕЙ И ЕГО ИСПОЛЬЗОВАНИЕ В ТЕХНОЛОГИИ СЕЛЕКТИВНОГО ЛАЗЕРНОГО ПЛАВЛЕНИЯ

4.1 Синтез порошка орторомбического сплава методом механического легирования с последующей плазменной сфероидизацией

4.2 Влияния параметров селективного лазерного плавления на относительную плотность орторомбического сплава при использовании порошка, изготовленного механическим легированием и плазменной сфероидизацией

4.3 Влияние температуры подогрева платформы в процессе селективного лазерного плавления на микроструктуру орторомбического сплава при использовании порошка, изготовленного механическим легированием и плазменной сфероидизацией

4.4 Исследование механических свойств орторомбического сплава, изготовленного селективным лазерным плавлением

4.5 Выводы по главе

5 ИССЛЕДОВАНИЕ ТИТАНОВОГО ОРТО-СПЛАВА, ИЗГОТОВЛЕННОГО МЕТОДОМ СЕЛЕКТИВНОГО ЛАЗЕРНОГО ПЛАВЛЕНИЯ ИЗ АТОМИЗИРОВАННОГО ПОРОШКА

5.1 Влияние параметров селективного лазерного плавления на относительную плотность орторомбического сплава при использовании порошка, изготовленного газовой атомизацией

5.2 Влияние температуры подогрева платформы в процессе селективного лазерного плавления на микроструктуру орторомбического сплава при использовании порошка, изготовленного газовой атомизацией

5.3 Исследование влияния горячего изостатического прессования и отжига на структурно-фазовое состояние титанового орто-сплава

5.4 Исследование механических свойств орторомбического сплава, изготовленного селективным лазерным плавлением

5.5 Исследование возможности изготовления орторомбического сплава с градиентной структурой методом селективного лазерного плавления

5.6 Обобщение результатов испытаний механических свойств титанового орто-сплава, изготовленного методом селективного лазерного плавления122

5.7 Изготовление изделия из орто-сплава методом селективного лазерного плавления

5.8 Выводы по главе

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК

ВВЕДЕНИЕ

Развитие авиационной промышленности связано с разработкой газотурбинных двигателей (ГТД) с повышенным ресурсом работы, надежностью и пониженным расходом топлива. Применение современных жаропрочных материалов с повышенными характеристиками, а также использование новых методов производства изделий играет ключевую роль в решении этой задачи. В настоящее время в России и за рубежом для изготовления компонентов компрессора высокого давления (КВД) применяются титановые сплавы, основанные на твердорастворном и дисперсионном упрочнении с максимальной рабочей температурой 550600 °С. Для дальнейшего повышения температуры эксплуатации могут применяться жаропрочные сплавы на основе интерметаллидных соединений титана.

Среди интерметаллидных титановых сплавов материалы на базе орторомбического соединения ^АШЬ имеют наиболее оптимальное сочетание таких свойств как жаропрочность, удельная прочность и жаростойкость. В то же время орторомбические сплавы имеют низкую пластичность при комнатной температуре, плохую обрабатываемость резанием, что затрудняет применение традиционных методов производства для изготовления изделий из этих сплавов. Кроме этого, основными недостатками таких сплавов являются высокие энергозатраты и трудоемкие процессы изготовления изделий из интерметаллидных сплавов.

В связи с этим, актуальным является применение аддитивных технологий для изготовления изделий из орто-сплавов, с помощью которых возможно получение изделий сложной конфигурации с формой максимально приближенной к окончательной. Одним из таких методов является селективное лазерное плавление (СЛП). Несмотря на то, что технология СЛП на сегодняшний день уже применяется для получения изделий из металлических сплавов, изготовление изделий из сплавов на базе интерметаллидных соединений титана с помощью технологий аддитивного

производства требует использования специальных технологических подходов для предотвращения образования трещин. Другим ограничивающим фактором является отсутствие подходящих порошковых материалов этих сплавов, которые можно использовать при аддитивном производстве. Возможным решением является использование механической смеси элементных порошков для "in situ" синтеза сплава в процессе изготовления изделия, а также применение методов механического легирования и плазменной сфероидизации для изготовления предварительно легированных порошков.

Целью данной работы является экспериментальное исследование и анализ особенностей структуро- и фазообразования интерметаллидных титановых сплавов на основе орторомбического алюминида титана и их зависимости от технологических параметров процесса СЛП, термической обработки и типа порошкового материала.

Для достижения поставленной цели при выполнении работы стояли следующий задачи:

1. Исследование технологий механического легирования и плазменной сфероидизации порошка титанового орто-сплава для его последующего применения в технологии СЛП.

2. Исследование микроструктуры и свойств титанового орто-сплава, изготовленного методом СЛП.

3. Разработка режимов СЛП для изготовления титанового орто-сплава с использованием разных типов порошкового материала.

4. Исследование влияния термической обработки на структурно-фазовое состояние орто-сплава, изготовленного методом СЛП.

5. Разработка практических рекомендаций для изготовления изделий из титанового орто-сплава методом СЛП.

Научная новизна диссертационной работы заключается в следующем:

1. Установлена взаимосвязь между структурно-фазовым состоянием титанового орто-сплава, параметрами СЛП и типом исходного порошкового материала. Определены условия для изготовления изделий из титанового орто-сплава с минимальным количеством дефектов.

2. Установлено влияние термической обработки и горячего изостатического прессования на структурно-фазовое состояние и свойства титанового орто-сплава, изготовленного методом СЛП с использованием различных типов порошков. Показано, что для достижения удовлетворительного уровня свойств необходимо проведение горячего изостатического прессования.

3. Установлены температуры фазовых превращений титанового орто-сплава, изготовленного СЛП.

4. Показана возможность получения заданной структуры титанового орто-сплава за счёт варьирования технологических параметров СЛП.

Методы исследования.

Изготовление образцов осуществлялось на современных установках селективного лазерного плавления. Отработка режимов получения порошков орто-сплава проводилась на современных мельницах планетарного и аттриторного типа, а также установке плазменной сфероидизации. В работе применялись современные методы анализа микроструктуры, фазового и химического анализа, температур фазовых превращений.

Практическая значимость работы.

1. Разработаны режимы изготовления образцов титанового орто-сплава методом селективного лазерного плавления, обеспечивающие минимальное количество дефектов в изделии.

2. Экспериментально исследованы свойства титанового орто-сплава, изготовленного методом селективного лазерного плавления.

3. Установлены закономерности структурообразования титанового орто-сплава от температуры подогрева платформы в процессе селективного лазерного плавления.

На защиту выносятся следующие положения:

1. Результаты исследований процесса "in situ" синтеза титанового орто-сплава методом СЛП и последующей термической обработки.

2. Результаты исследований структурно-фазового состояния и свойств образцов титанового орто-сплава, изготовленного методом СЛП из порошка, полученного механическим легированием с последующей плазменной сфероидизацией.

3. Зависимость структурно-фазового состояния и свойств образцов титанового орто-сплава, изготовленного из атомизированного порошка, от параметров СЛП.

4. Технологические режимы изготовления изделий из титанового орто-сплава методом СЛП.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Особенности структурообразования интерметаллидных титановых сплавов на основе орторомбического алюминида титана при их изготовлении методом селективного лазерного плавления»

Апробация работы.

Основные результаты работы были представлены и обсуждались на следующих конференциях: III, IV и V Международная конференция «Аддитивные технологии: настоящее и будущее» (Москва, 2017, 2018, 2019); 27 и 28 International Conference on Metallurgy and Materials (Metal-2018, Metal-2019, Брно, Чехия, 2018, 2019); II Международная научно-техническая конференция «Современные металлические материалы и технологии» (СММТ'17, Санкт-Петербург, 2017); Международная научная конференция «Современные материалы и передовые производственные технологии» (Санкт-Петербург, 2019); Международная научно-техническая конференция "Пром-Инжиниринг" (Сочи, 2019); 11-й Международный симпозиум «Порошковая металлургия: инженерия поверхности, новые порошковые композиционные материалы. Сварка» (Минск, 2019).

Публикации: По теме диссертации опубликовано 17 печатных работ, из них 13 в журналах, входящих в наукометрическую базу Scopus, зарегистрированы права на 1 изобретение.

Личный вклад автора состоит в выполнении всех этапов диссертационного исследования: в проведении анализа научно-технической литературы; формировании плана экспериментов; проведении экспериментальных исследований, анализе и обработке результатов экспериментов, подготовке научных статей и выступлении на научных конференциях.

Структура и объем работы: Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов и списка литературы, содержит 136 машинописных листа текста, включая 91 рисунок, 8 таблиц, 101 наименование библиографических ссылок.

В первой главе на основе проведенного литературного обзора научно-технической литературы рассмотрены основные композиции интерметаллидных титановых сплавов, их особенности и специфика их изготовления с использованием аддитивных технологий. Рассмотрены особенности структуры и свойств основных типов интерметаллидных титановых сплавов при традиционных методах производства. Приведены методы аддитивного производства, применяемые для изготовления интерметаллидных титановых сплавов, особенности структуры таких сплавов и существующие проблемы. Сформулированы цель и задачи работы.

Во второй главе описаны материалы, технологическое и аналитическое оборудование, применяемое в работе. Приведено описание методик экспериментальных исследований.

В третьей главе представлены результаты исследования процесса "in situ" титанового орто-сплава методом селективного лазерного плавления из

механической смеси порошков отдельных элементов. Исследовано влияния параметров процесса на относительную плотность сплава, а также микроструктура, фазовый состав и микротвердость как в исходном состоянии, так и после различных режимов термической обработки.

В четвертой главе проводилось исследование по получения порошка титанового орто-сплава сферической формы с помощью механического легирования с последующей плазменной сфероидизацией. С использованием синтезированных порошков проведено исследование процесса селективного лазерного плавления образцов титанового орто-сплава с минимальным количеством дефектов. Исследовано влияние режимов селективного лазерного плавления на количество дефектов, структурно-фазовое состояние и механические характеристики титанового орто-сплава.

В пятой главе представлены результаты исследований процесса селективного лазерного плавления титанового орто-сплава с использованием коммерческого порошка, изготовленного газовой атомизацией. Исследовано влияние режимов изготовления образцов на количество дефектов, микроструктуру, фазовый и химический состав, а также механические свойства титанового орто-сплава. Исследовано влияние термической обработки на структурно-фазовое состояние и механические характеристики титанового орто-сплава, изготовленного методом СЛП. Продемонстрирована возможность изготовления образцов титанового орто-сплава с функционально-градиентной структурой путем варьирования параметров селективного лазерного плавления.

1 ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1 Интерметаллидные титановые сплавы, их получение традиционными способами, взаимосвязь структуры и свойств

Титановые сплавы являются перспективным материалом для изготовления изделий газотурбинного двигателя (ГТД) (рисунок 1.1). Высокие прочностные свойства титановых сплавов при их относительно низкой плотности, высокой коррозионной стойкости при температурах 550-600 °С позволяют применять их в качестве конструкционного материала для деталей компрессора высокого давления (КВД) и турбины низкого давления [1,2].

Рисунок 1.1 - Примеры титановых сплавов для использования в конструкции ГТД и рабочие температуры сплавов [1]

Одним из основных ограничивающих факторов при разработке сплавов на основе титана является требование по увеличению рабочих температур КВД до 600-700°С. В связи с этим разработка сплавов на основе титана с повышенной рабочей температурой является одной из наиболее важных задач двигателестроения [3,4]. Интерметаллидные сплавы на базе алюминидов титана считаются одними из важнейших материалов для достижения этой цели [5]. Сплавы на основе алюминидов титана имеют высокую удельную прооность, жаропрочность, жаростойкость, сопротивление ползучести и

усталости, что делает их перспективными для изготовления деталей авиадвигателестроения, автомобильной отрасли [6-10].

Однако несмотря на преимущества интерметаллидных титановых сплавов их применение в промышленности остается ограниченным вследствие высокой хрупкости, а также плохой обрабатываемостью резанием [11]. Кроме того, технология производства алюминидов титана с необходимыми служебными характеристиками многостадийна, что существенно удорожает выпускаемую продукцию и снижает эффективность ее применения [12].

Для повышения уровня пластичности сплавов на основе алюминида титана ^А1 при комнатной температуре применяют легирование такими элементами как, например, ванадий, хром, ниобий, молибден [13]. Помимо этого, обеспечение заданной структуры сплава также может привести к улучшению пластичности материала [14-16].

В зависимости от способа получения сплавы на основе алюминида титана ^А1 имеют различную ориентацию и толщину ламелей, размер зерен, строение их границ, что приводит к различным механическим характеристикам материала [17-19].

Сплавы на основе алюминида титана а2-^зА1 как правило состоят из 2425 % (ат.) А1, 10-12 % (ат.) МЬ, а также дополнительно легированы Мо, V, 7г, Та [10]. Сплавы с содержанием ниобия до 30% (ат.) имеют наилучшее сочетание механических свойств с точки зрения прочности и пластичности [20].

Сплавы на основе орторомбического соединения ^АШЬ относят интерметаллидным титановым сплавам последнего поколения. Орто-фаза характеризуется достаточно большой областью гомогенности, что позволяет получать сплавы различного химического состава [21]. Данные сплавы характеризуется повышенные механическими свойства по сравнению с другими алюминидами титана [22,23]. Сплавы на основе орторомбического алюминида титана (орто-сплавы) имеют рабочую температуру более 600 °С и

считаются перспективным материалом для применения в конструкции турбины и компрессора газотурбинных двигателей [24]. Данные материалы рассматриваются как кандидаты для замены жаропрочных никелевых сплавов с существенно более высокой плотностью.

Орто-фаза (О-фаза) может образовываться из а2-^зА1 фазы с гексагональной структурой, так и из В2/р-фазы с объемно-центрированной кубической решеткой [25].

На рисунке 1.2 представлены диаграммы состояния для некоторых систем ТьА1-ЫЬ для содержания алюминия 22, 25 и 27 % (ат.) [26, 27]. В зависимости от состава и температуры присутствуют разупорядоченная кубическая в-фаза, равновесная ^АШЬ О-фаза. Также имеется а2-^зА1 фаза.

Рисунок 1.2 - Квазибинарые разрезы равновесной диаграммы состояния

ТьА1-МЬ [12]

Орторомбический алюминид титана ^АШЪ образуется из метастабильной в-фазы. С помощью термической обработки или варьирования содержания элементов в сплаве можно получить ^АШЪ-фазу с разной морфологией. При содержании в сплаве алюминия не менее 25 % (ат.) и высокой температуры термической обработки возможно получение орто-фащы в виде равноосных зерен. Если содержание алюминия меньше, то орто-фаза, как правило, имеет игольчатую морфологию [28].

Для обеспечения вязкости орто-сплава содержание алюминия должно быть 23-25%. С целью улучшения уровня пластичности и вязкости сплав легируют ниобием, содержание которого должно быть >15%. При этом микроструктура орто-сплава должна иметь пластинчатую морфологию для улучшения сопротивления ползучести [29]. В таблице 1.1 приведено обобщение сведений и тсруктуре и свойствах орторомбических сплавов.

В зависимости от условий изготовления и режимов термической обработки микроструктура орто-сплавов может претерпевать существенные изменения [30,31]. Исследование зависимости структуры и механических свойств сплавов Ть22 ат.%А1-26,6 ат.%МЬ и Ть25 ат.%А1-22 ат.%МЬ от режимов термических обработок представлена в [36-37]. Результаты рентгеноструктурного исследования показали, что в изучаемых сплавах после различных термообработок образуются следующие фазы: во, а2, В19 и ^АШЪ разного состава.

Таблица 1.1 -Обобщение сведений о структуре и свойствах

орторомбических сплавов [10,29]

Состав Сведения Свойства Вид полуфабриката Применение

Т>25А1-23№ Сплав с однофазной 0-структурой Сопротивление ползучести выше, чем у сплавов на основе а2-фазы

Т>22А1-25№-(1-3)(Мо, 2г, Si) Легирование ^зА1 ниобием в больших количествах приводит к 0+В2+а2-структуре с повышенной пластичностью. Легирование TiзAl ниобием м молибденом приводит к повышению удлинения при комнатной температуре до 5-10%. Диски Детали авиационн ых двигателей

Т>22А1-27№ 0+В2+-структура 0-фаза обеспечивает высокие жаропрочные свойства, а фаза В2 -повышенную пластичность. Удлинение при комнатной температуре 3-5%. Полуфабрикаты порошковой металлур гии

Т>25АЫ1№>-0,752г-0,75Мо (ВТИ-1) Структура состоит из а2- и р-фаз; содержание а2-фазы - 80-90%. Относительное удлинение при комнатной температуре 3-5%. Прутки, поковки, штампов ки дисков и лопаток, фасонное литье Детали авиационных двигателей

В зависимости от состава, условий изготовления и последующей термической обработки выделяют четыре основных типа микроструктур титанового орто-сплава (рисунок 1.3). На рисунке 1.3, а-в приведены микроструктуры, состоящие из смеси трех фаз (а2, в/В2, О), полученных при охлаждении из а2+в фазовой области. При этом размер зерна изменяется от 3 мкм в случае равноосной структуры орто-сплава и до 200 мкм в случае

крупнозернистой пластинчатой структуры. При медленном охлаждении из в-области структура состоит из первичных зерен в/В2-фазы, внутри которых имеются выделения О-фазы с пластинчатой морфологией, а по границам зерен - выделения а2-фазы (рисунок 1.3, г), которые оказывают негативно влияют на свойства сплава.

Рисунок 1.3 - Основные типы структур титанового орто-сплава: а) равноосная, б) бимодальная, в) пластинчатая, г) пластинчатая с крупными

выделениями орто-фазы [30]

Механические свойства орто-сплавов существенно зависят от микроструктуры [32,33]. Так, пластичность орто-сплава при комнатной температуре может изменяться в диапазоне 0-16%, предел текучести - 6001600 МПа (рисунок 1.4). С целью получения одновременно высоких значений прочности и пластичности орто-сплава рекомендуется получать гомогенную бимодальную структуру [30].

Рисунок 1.4 - Зависимость относительного удлинения от предела текучести для сплавов на базе алюминидов титана (ось ординат - относительное удлинение, %, ось абсцисс - предел текучести, МПа) [30]

Применение орторомбических титановых сплавов в широком масштабе для изготовления изделий на сегодняшний день затруднено, т.к. имеется ряд недостатков, связанных с особенностями орто-сплавов и их производства (например, низкая пластичность, плохая обрабатываемость резанием, дорогостоящее оборудование для изготовления этих сплавов) [34]. При классических методах изготовления сплавы на основе алюминидов титана подвергают отжигам при высоких температурах и с длительной выдержкой. Это значительно влияет на морфологию микроструктуры и затрудняет исследование влияния небольших изменений в химическом составе сплава на его структуру и свойства. Процесс изготовления этих материалов является длительным и многоступенчатым. В связи с этим изготовление изделий из титановых орто-сплавов является дорогостоящим и трудозатратным процессом [35]. К настоящему времени разработаны технологии производства сплавов на основе алюминидов титана методами фассонного литья,

деформации слитков и порошковой металлургии. Общая схема производства сплавов на основе алюминида титана ^А! приведена на рисунке 1.5.

Рисунок 1.5 - Общая схема производства сплавов на основе алюминида

титана [10]

Сплавы на основе орторомбической фазы показывают высокую химическую стабильность с карбидом кремния SiC, что делает их привлекательными для использования в виде матрицы для композиционных материалов. Добавление волокон карбида кремния увеличивает диапазон рабочих температур до 800 °С. Прочностные свойства и пластичность сплавов на основе фазы ^АШЪ выше, чем у сплавов на основе алюминидов или ^зА1 [36]. Введение дополнительных добавок в орто-сплав, или микролегирование, может применяться для модификации структуры и повышения ряда свойств. Введение в орто-сплав частиц тугоплавких соединений (оксидов, карбидов, боридов), а также редкоземельных элементов приводит к измельчению первичных зерен в-фазы за счет появления

дополнительных центров кристаллизации [32,37]. Это, в свою очередь, положительно влияет на пластичность материала [38].

Известны три наиболее распространенные структуры для сплавов на основе интерметаллида ^А1: равноосная, дуплексная и ламельная (рисунок 1.6). Зависимость механических свойствот этих типов структур приведена на рисунке. 1.7. Каждый тип структуры может быть получен путем термообработки в соответствующем диапазоне температур.

а) б) в)

Рисунок 1.6 - Типы структуры сплавов на основе ^А1: а) равноосная, б)

дуплексная, в) ламельная

5г

¿4-

с <0

* 3

QL_I_I_I_1___I___I_._I___I_I_I_1_I

40 42 44 46 48 SO 52 54 56 Aluminum, at/%

Рисунок 1.7 - Зависимость напряжения разрушения от типа структуры для

TiAl-сплавов

Согласно литературным данным, среди у-сплавов на основе TiAl наилучшим сочетанием прочности и пластичности обладают сплавы с двухфазной ламельной структурой. Пластичность в данном случае зависит от размера зерен и ламелей ^зА1-фазы и их ориентации по отношению к оси нагружения.

Для структуры литых сплавов на основе алюминида TiAl характерна дендритная ликвация [39]. Структура микрообъемов с повышенным содержанием алюминия представлена у-фазой, а микрообъемы с пониженным содержанием алюминия имеют двухфазное строение, состоящее из у- и а2-фаз.

Сплавы на основе y-TiAl в настоящий момент уже используются для изготовления частей газотурбинных двигателей. Так, например, компания General Electric с 2006 г. Применяет сплав Ti-48Al-2Nb-2Cr для изготовления лопаток турбины низкого давления двигателя GEnx [40]. Для повышения эксплуатационных характеристик сплавов данного типа ведется разработка третьего поколения TiAl-сплавов, который имеют химический состав следующего типа: Ti-(4548) Al-(0-10) X-(0-3) Y-(0-1) Z-(0-0,5) RE, где X = Cr, Mn, Nb, Ta; Y = W, Mo, Hf, Zr; Z = B, C, Si; RE = редкоземельные элементы. Традиционно после литья TiAl-сплава заготовки подвергаются горячему изостатическому прессования для устранения остаточной пористости. Заготовки обычно подвергаются термической обработке для перевода микроструктуры из полностью ламельной литой структуры в ламельную или дуплексную структуру в зависимости от требований [41].

В России известно применение титановых орто-сплавов для изготовления деталей ГТД, в частности, корпуса компрессора высокого давления, которые проходили испытания на базе предприятия АО «НПЦ газотурбостроения «Салют» [42]. Отмечается, что в настоящий момент технологию изготовления деталей из сплавов на основе орто-фазы Ti2AlNb кроме России освоили США, Франция, Китай и Япония. Применение этого сплава даст возможность повысить рабочие температуры на 100-200 °C по сравнению с деталями из конструкционных титановых сплавов. Также имеются данные об использовании орто-сплава ВИТ1 для изготовления образцов направляющего аппарата компрессора высокого давления блинговой конструкции [43].

Порошковая металлургия применялась авторами различных работ для изготовления заготовок из сплавов на основе алюминидов титана [44-52]. Возможно применение горячего изостатического прессования, искрового

плазменного спекания порошковых компонентов, вакуумного горячего прессования. Порошковая металлургия рассматривается как более привлекательный способ изготовления заготовок из интерметаллидных титановых сплавов по сравнению с традиционными технологиями (литьем, ковкой, прокаткой), т.к. имеет ряд преимуществ. В частности, по сравнению с литьем возможно получение сплавов с более гомогенной структурой, т.к. ликвация в данном случае отсутствует.

1.2 Изготовление интерметаллидных титановых сплавов с помощью аддитивных технологий

Аддитивные технологии (АТ) позволяют получать изделия, которые максимально приближены по форме к конечному изделию. Это является особенно актуальным в случае деталей из титановых сплавов, для которых характерна высокая стоимость производства, обусловленная прежде всего дорогостоящей механической обработкой. АТ подразумевают послойное изготовление деталей на основе данных компьютерной модели изделия [5358].

Еще одной важной особенностью АТ является возможность изготовления функционально-градиентных материалов и изделий [59]. Путем заданного изменения параметров обработки материала в процессе изготовления изделия возможно изменять структуру и свойства материала в отдельных участках детали, создавая таким образом материал с функционально-градиентной структурой [60]. Кроме того, возможно локальное изменение химического состава детали путем подачи нескольких порошков для изготовления материалов с градиентным химическим составом [61]. Возможность изготовления изделий сложной формы, например, с элементами сетчатых конструкций разной конфигурации, позволяет, в свою очередь, получать детали с градиентной плотностью [62].

Среди АТ можно выделить на две большие группы методов, применяемых для изготовления изделий из металлических сплавов: 1) синтез

на подложке, или Powder Bed Fusion (PBF), при котором расплавление материала происходит в заранее сформированном слое, и 2) метод прямого подвода энергии и материала, или Directed Energy Deposition (DED), при котором материал подается непосредственно в зону изготовления [63-65].

Метод селективного лазерного плавления (СЛП) относится к первой группе PBF. Схематично процесс представлен на рисунке 1.8. Изначально формируется слой порошкового материала, а затем происходит обработка этого слоя [66,67]. Метод СЛП считается одним из наиболее перспективных методов для аддитивного изготовления изделий из различных металлических сплавов [68-70].

Поршень

Рисунок 1.8 - Схема процесса СЛП

Сплавы на основе титана, в особенности на основе интерметаллидных соединений, представляют большой интерес для АТ вследствие дорогостоящих процессов изготовления из них изделий при традиционных методах производства [71-73]. Изготовление интерметаллидных сплавов с использованием АТ на текущий момент исследован относительно слабо. Изготовление изделий из сплавов на основе интерметаллидных соединений с помощью АТ затруднено по ряду причин: склонность к трещинообразованию,

химическая неоднородность, а также ограниченная доступность исходных порошковых материалов, подходящих для применения в АТ [74,75].

Исследовательские работы по изготовлению интерметаллидных титановых сплавов на основе алюминида титана ^А1 с помощью АТ методом селективного электронно-лучевого плавления (СЭЛП) проводились научной группой Политехнического университета Турина, Италия [76]. Метод СЭЛП исследовался применительно к сплаву Ti-45A1-7NЪ-0,3W. В работе применяли предварительно легированные порошки сплава сферической формы. Отмечается, что качество исходных порошков оказывают существенное влияние на свойства изготовленного сплава. При наличии внутренних дефектов в виде пористости необходима последующая обработка в виде горячего изостатического прессования. Предварительно авторами была проведена работа по оптимизации параметров процесса СЭЛП для минимизации количества пор в материале, а также для получения материала с однородной структурой. Отмечается, что путем различной термической обработки (меняя температуру отжига относительно точки а^(а+у)-перехода) возможно получения у-^А1 сплава с различным типом микроструктуры (рисунок 1.9): от ламельной до равноосной. Соотношение ламельной и равноосной микроструктур возможно изменять путем варьирования температуры отжига.

Рисунок 1.9 - Фазовая диаграмма для системы ТьА1 и микроструктуры сплава с 48% (ат.) А1, полученные при различных режимах термической

обработки (голубые точки) [76]

Сплав на базе алюминида титана ^А1 с составом Ть48А1-2МЬ-2Сг, изготовленный методом СЭЛП, исследовался авторами работы [77]. В результате работы были изготовлены образцы сплава с относительной плотностью 98%.

В работе [78] приведены результаты экспериментального исследования влияния технологических параметров процесса СЭЛП на структуру сплава Ть48А1-2МЬ-2Сг на базе соединения ^А1. Отмечается, что с увеличением количества энергии, воздействующей на порошок в процессе СЭЛП, в сплаве наблюдалось уменьшение концентрации алюминия в количестве до 15% ат. Микроструктура полученного сплава состояла из у/а2-ламелей, а2-фазы по типу корзиночного плетения и фазы В2. В случае наибольшего энерговложения доминирующей фазой в сплаве была а2-^зА1, а в случае наименьшего энерговложения - у-^А1. Толщина ламелей а2-фазы уменьшалась с увеличением скорости охлаждения при повышении

энерговложения (рисунок 1.10).

\.

Рисунок 1.10 - Изображения микроструктуры ^А1-сплава, полученного методом СЭЛП при различном энерговложении. Толщина ламелей а2-фазы уменьшается при повышении энерговложения в процессе СЭЛП [77]

В работе [75] исследуется возможность изготовления сплава Т^45А1-7Nb-0,3W методом СЭЛП. В качестве исходного материала использовался сферический порошок данного сплава с размером частиц до 150 мкм. Процесс осуществлялся в вакууме. Было показано, что для избегания образования макро- и микротрещин в образцах необходимо использовать высокотемпературный подогрев платформы (1050-1100 °С), а также промежуточный подогрев порошкового слоя с помощью электронного луча для подержания температуры. Было отмечено, что вследствие испарения алюминия возможно образование неоднородной микроструктуры сплава.

Авторы работы [79] в результате исследования процесса СЭЛП сплава Ть48А1-2Сг-2№ показывают, что данная технология может быть использована для изготовления ^А1-сплава с гомогенной структурой, низким уровнем примесей (кислорода и азота), малым количеством внутренних дефектов и стабильными механическими характеристиками. Потеря алюминия составила менее 2% (масс.), что в последующей работе было учтено путем увеличения содержания алюминия в исходном порошке [80]. Микроструктура полученного сплава (рисунок 1.11, Ь) отличается более высоким уровнем дисперсности по сравнению со сплавом, полученным традиционным методом. В результате последующего горячего

изостатического прессования микроструктура претерпевает рекристаллизацию с образованием равноосной структуры с размером зерен менее 20 мкм (рисунок 1.11, с). Последующий отжиг при 1320 °С (ниже температуры а-превращения) в течение 2 ч приводит к образованию дуплексной микроструктуры с содержанием ламелей около 40 % (рисунок 1.11, d).

Рисунок 1.11 - Дефекты в структуре ^А1-сплава после СЭЛП (а), микроструктура после СЭЛП (Ь), микроструктура после горячего изостатического прессования (с), микроструктура после отжига [79] Процесс СЛП применительно к интерметаллидным титановым сплавам изучен относительно слабо. В работах [81,82] приведены результаты исследования влияния режимов процесса СЛП на структуру и свойства, а также фазовый состав ^А1-сплава Ть45А1-2Сг-5№. В качестве исходного материала использовался сферический порошок, полученный газовой атомизацией расплава. Исследование проводилось с использованием образцов размером 10x10x10 мм. При этом относительная плотность образцов составило 91-92 %, что говорит о высокой пористости полученного материала.

В работе [83] авторы исследования процесс получения дисперсно-

упрочненного ^А1-сплава методом СЛП. Порошок сплава Ть45А1-3МЬ, упрочненный частицами Y2Oз, был изготовлен с помощью механического легирования. Данный сплав в процессе СЛП склонен к образованию трещин, что можно наблюдать на поверхности образцов высотой 7 слоев по 50 мкм (рис. 1.12).

Рисунок 1.12 - Изображения поверхности образцов из ^А1-сплава, изготовленные с помощью селективного лазерного плавления [83]

Сплав на базе интерметаллида ^А1, легированный ниобием, молибденом и бором и изготовленный методом СЛП, исследовался авторами работы [84]. С целью предотвращения образования трещин в материала из-за высоких термических напряжений в процессе СЛП применялся подогрев платформы для построения до максимальной температуры 1000 °С. Тем не менее, изготовленные образцы имели микротрещины, которые авторы работы связывают с термическими напряжениями, возникшими при охлаждении платформы и образцов. В работе также отмечается, что в результате процесса СЛП в материале снижается содержание А1, при этом с повышением плотности энергии степень уменьшения А1 в образцах увеличивается (рис. 1.13. В то же время существенное изменение химического состава у-^А1 сплава может привести к критическому изменению механических свойств. Высокие потери алюминия в сплаве говорят о сильном перегреве материала в процессе СЛП. Влияние плотности энергии в процессе СЛП на изменение состава сплава вследствие уменьшения содержания алюминия схематично

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Полозов Игорь Анатольевич, 2020 год

БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК

1. Павлова Т.В., Кашапов О.С., Ночовная Н.А. Титановые сплавы для газотурбинных двигателей // Все материалы. Энциклопедический справочник. 2011. № 5. С. 8-14.

2. Кашапов О.С. и др. Состояние, проблемы и перспективы создания жаропрочных титановых сплавов для деталей ГТД // Труды ВИАМ. 2013. №2 3.

3. Boyer R.R. An overview on the use of titanium in the aerospace industry // Mater. Sci. Eng. A. 1996. Vol. 213, № 1-2. P. 103-114.

4. Eylon D. et al. High-Temperature Titanium Alloys—A Review // JOM. 1984. Vol. 36, № 11. P. 55-62.

5. Peter I., Rosso M., Castella C. A comparative study of Ti-Al and Ti-Nb alloys for advanced technological applications. 2015. Vol. 73, № 2. P. 199-205.

6. Denquin A. et al. Influence of Si and C additions on microstructure and mechanical properties of the Ti-43.5Al-1Mo-4Nb-0.1B alloy // Mater. High Temp. 2016. Vol. 3409, № May. P. 1-7.

7. Gogia A.K. et al. Microstructure and mechanical properties of orthorhombic alloys in the Ti-Al-Nb system // Intermetallics. 1998. Vol. 6, № 7-8. P. 741-748.

8. Kim Y.-W. Intermetallic alloys based on gamma titanium aluminide // Jom. 1989. Vol. 41, № July. P. 24-30.

9. Lin J.P. et al. Effect of Nb on oxidation behavior of high Nb containing TiAl alloys // Intermetallics. 2011. Vol. 19, № 2. P. 131-136.

10. Ильин А.А., Колачёв Б.А., Полькин И.С. Титановые сплавы. Состав, структура, свойства : Справочник. Москва: ВИЛС - МАТИ, 2009. 520 с.

11. Shagiev M.R. et al. Improved Mechanical Properties of Ti2AlNb-Based Intermetallic Alloys and Composites // Adv. Mater. Res. 2009. Vol. 59. P. 105-108.

12. Казанцева Н.В. Материалы для высокоскоростных транспортных систем : монография. Екатеринбург: УрГУПС, 2016. 163 с.

13. Диаграммы состояния двойных металлических систем : справочник : В 3 т. / Н.П.Лякишев. Москва: Машиностроение, 1996. 992 с.

14. Диаграммы состояния металлических систем 1997-1999 гг / Петрова

Л.А., Кузнецов В.Н. Москва: Наука, 2000. 300 с.

15. Brookes S.P. Thermo-mechanical fatigue behaviour of the near- y-titanium aluminide alloy TNB-V5 under uniaxial and multiaxial loading. Derlin: BAM-Dissertationsreihe, 2009. 130 p.

16. Hagihara K. et al. Crystal Structure, Phase Stability and Plastic Deformation Behavior of Ti-rich Ni3(Ti, Nb) Single Crystals with Various Long-Period Ordered Structures. // MRS Proc. 2004. Vol. 842. P. S5.26.

17. Zhang W.J., Deevi S.C., Chen G.L. On the origin of superior high strength of Ti-45Al-10Nb alloys // Intermetallics. 2002. Vol. 10, № 5. P. 403-406.

18. Dimiduk D.M. Gamma titanium aluminides - an emerging materials technology: Proceedings of Symposium sponsired by the Structural Materials Division (SMD) of TMS (February 13-16, 1995) / ed. Kim Y.-W. Warrendale. Pensylvania. USA. P. 3-20.

19. R. B., G. W., E.W. C. Titanium Alloys. Materials Properties Handbook. Materials Park. OH: ASM International., 1994. 600 p.

20. Sadi F.A., Servant C. On the B2^O phase transformation in Ti-Al-Nb alloys // Mater. Sci. Eng. A. 2003. Vol. 346, № 1-2. P. 19-28.

21. Raghavan V. Al-Nb-Ti (Aluminum-Niobium-Titanium) // J. Phase Equilibria Diffus. 2005. Vol. 26, № 4. P. 360-368.

22. Wang W. et al. Microstructure control and mechanical properties from isothermal forging and heat treatment of Ti-22Al-25Nb (at.%) orthorhombic alloy // Intermetallics. 2015. Vol. 56. P. 79-86.

23. Germann L. et al. Effect of composition on the mechanical properties of newly developed Ti2AlNb-based titanium aluminide // Intermetallics. 2005. Vol. 13, № 9. P. 920-924.

24. Loria E.A. Gamma titanium aluminides as prospective structural materials // Intermetallics. 2000. Vol. 8, № 9-11. P. 1339-1345.

25. Pathak A., Singh A.K. A first principles study of Ti2AlNb intermetallic // Solid State Commun. 2015. Vol. 204. P. 9-15.

26. Sikka S.K., Vohra Y.K., Chidambaram R. Omega phase in materials // Prog.

Mater. Sci. 1982. Vol. 27, № 3-4. P. 245-310.

27. Muraleedharan K. et al. The a 2 -to-O transformation in Ti-Al-Nb alloys // Philos. Mag. A. 1995. Vol. 71, № 5. P. 1011-1036.

28. Lipsitt H.A., Shechtman D., Schafrik R.E. The deformation and fracture of Ti3Al at elevated temperatures // Metall. Trans. A. 1980. Vol. 11, № 8. P. 13691375.

29. Моисеев В.Н. Титан в России // Металловедение и термическая обработка металлов. 2005. № 8. С. 23-29.

30. Kumpfert J. Intermetallic Alloys Based on Orthorhombic Titanium Aluminide // Adv. Eng. Mater. 2001. Vol. 3, № 11. P. 851.

31. Chen X. et al. Effects of post-weld heat treatment on microstructure and mechanical properties of linear friction welded Ti2AlNb alloy // Mater. Des. 2016. Vol. 94. P. 45-53.

32. Alexeev E.B. et al. Wrought intermetallic titanium ortho alloy doped with yttrium. Part 2. Research on heat treatment effect on rolled slab microstructure and mechanical properties // Proc. VIAM. 2018. № 12. P. 37-45.

33. Novak A.V. et al. The study of the quenching parameters influence on structure and hardness of orthorhombic titanium aluminide alloy VTI-4 // Proc. VIAM. 2018. № 2. P. 5-5.

34. Peters M. Titanium and Titanium Alloys. Eds. by Ch / ed. Leyens C., Peters M. Weinheim: Wiley, 2003. 496 p.

35. Белоконь ЮА., Павленко Д.В., Пахолка С.Н. Получение интерметаллидных титановых сплавов для деталей компрессора газотурбинных двигателей на основе метода самораспространяющегося высокоскоростного синтеза // Вюник двигунобудування. 2016. Т. 1. С. 72-80.

36. Smith P.R., Graves J.A., Rhodes C. Comparison of orthorhombic and alpha-two titanium aluminides as matrices for continuous SiC-reinforced composites // Metall. Mater. Trans. A. 1994. Vol. 25, № 6. P. 1267-1283.

37. Новак А.В., Ночовная Н.А., Алексеев Е.Б. Влияние редкоземельных элементов на структуру и свойства сплава на основе орторомбического

алюминида титана // Титан. 2019. Т. 4, № 66. С. 17-23.

38. Новак А.В., Ночовная Н.А., Алексеев Е.Б. Влияние параметров деформационной обработки на морфологию упрочняющей o-фазы и механические свойства интерметаллидного титанового сплава ВИТ5 // Деформация и разрушение материалов. 2019. № 6. С. 10-16.

39. Шаханова Г.В., Смирнова Т.Р. Взаимосвязь структуры и свойств металловедческая основа у-алюминида титана // Технология легких сплавов. 1998. № 3. С. 58-69.

40. Bewlay B.P. et al. TiAl alloys in commercial aircraft engines // Mater. High Temp. 2016. Vol. 33, № 4-5. P. 549-559.

41. Bewlay B.P. et al. The Science, Technology, and Implementation of TiAl Alloys in Commercial Aircraft Engines // MRS Proc. 2013. Vol. 1516. P. mrsf12-1516-jj02-01.

42. ОДК испытала на «Салюте» уникальные новые сплавы для авиационных двигателей [Электронный ресурс]. URL: https://www.uecrus.com/rus/presscenter/odk_news/2017/?ELEMENT_ID=2761 (дата обращения: 14.04.2020).

43. Быков Ю.Г. et al. Применение интерметаллидного титанового орто-сплава в блинговой конструкции направляющего аппарата компрессора высокого давления // Электрометаллургия. 2019. Т. 11. С. 19-26.

44. Jia J. et al. Hot deformation behavior and processing map of a powder metallurgy Ti-22Al-25Nb alloy // J. Alloys Compd. Elsevier B.V., 2014. Vol. 600. P. 215-221.

45. Wang G., Yang J., Jiao X. Microstructure and mechanical properties of Ti-22Al-25Nb alloy fabricated by elemental powder metallurgy // Mater. Sci. Eng. A. Elsevier, 2016. Vol. 654. P. 69-76.

46. Liu B. et al. Hot deformation behavior of TiAl alloys prepared by blended elemental powders // Intermetallics. Elsevier Ltd, 2011. Vol. 19, № 2. P. 154-159.

47. SUN H., LI X., FANG W. Microstructures of PM Ti-45Al-10Nb alloy fabricated by reactive sintering // Trans. Nonferrous Met. Soc. China. The

Nonferrous Metals Society of China, 2015. Vol. 25, № 5. P. 1454-1459.

48. Li M. et al. Formation of Fine B2/ß + O Structure and Enhancement of Hardness in the Aged Ti2AlNb-Based Alloys Prepared by Spark Plasma Sintering // Metall. Mater. Trans. A. 2017. Vol. 48, № 9. P. 4365-4371.

49. Niu H.Z. et al. Fabrication of a powder metallurgy Ti2AlNb-based alloy by spark plasma sintering and associated microstructure optimization // Mater. Des. 2016. Vol. 89. P. 823-829.

50. Sim K.-H. et al. Fabrication of a high strength and ductility Ti-22Al-25Nb alloy from high energy ball-milled powder by spark plasma sintering // J. Alloys Compd. Elsevier, 2018. Vol. 741. P. 1112-1120.

51. XU L. et al. Microstructure and mechanical properties of Ti-43Al-9V alloy fabricated by spark plasma sintering // Trans. Nonferrous Met. Soc. China. 2012. Vol. 22, № 4. P. 768-772.

52. XIAO S. et al. Microstructure and mechanical properties of TiAl-based alloy prepared by double mechanical milling and spark plasma sintering // Trans. Nonferrous Met. Soc. China. 2012. Vol. 22, № 5. P. 1086-1091.

53. Frazier W.E. Metal Additive Manufacturing: A Review // J. Mater. Eng. Perform. 2014. Vol. 23, № 6. P. 1917-1928.

54. Gao W. et al. The status, challenges, and future of additive manufacturing in engineering // Comput. Des. Elsevier Ltd, 2015. Vol. 69. P. 65-89.

55. Dutta B., Froes F.H. (Sam). The Additive Manufacturing (AM) of titanium alloys // Met. Powder Rep. Elsevier Ltd, 2017. Vol. 00, № 00. P. 1-11.

56. Sing S.L., Wiria F.E., Yeong W.Y. Selective laser melting of lattice structures: A statistical approach to manufacturability and mechanical behavior // Robot. Comput. Integr. Manuf. Elsevier Ltd, 2018. Vol. 49, № January 2017. P. 170-180.

57. Orme M.E. et al. Designing for Additive Manufacturing: Lightweighting Through Topology Optimization Enables Lunar Spacecraft // J. Mech. Des. 2017. Vol. 139, № 10. P. 100905.

58. Leary M. et al. Optimal Topology for Additive Manufacture: A method for

enabling additive manufacture of support-free optimal structures // Mater. Des. Elsevier Ltd, 2014.

59. Loh G.H. et al. An Overview of Functionally Graded Additive Manufacturing // Addit. Manuf. Elsevier, 2018.

60. Popovich V.A. et al. Functionally graded Inconel 718 processed by additive manufacturing: Crystallographic texture, anisotropy of microstructure and mechanical properties // Mater. Des. 2017. Vol. 114. P. 441-449.

61. Mumtaz K.A., Hopkinson N. Laser melting functionally graded composition of Waspaloy® and Zirconia powders // J. Mater. Sci. 2007. Vol. 42, № 18. P. 76477656.

62. Mahmoud D., Elbestawi M. Lattice Structures and Functionally Graded Materials Applications in Additive Manufacturing of Orthopedic Implants: A Review // J. Manuf. Mater. Process. 2017. Vol. 1, № 2. P. 13.

63. Зленко М., Попович А.А., Мутылина И.Н. Аддитивные технологии в машиностроении. СПб: Изд-во Политехн. ун-та, 2013. 222 с.

64. Wong K. V., Hernandez A. A Review of Additive Manufacturing // ISRN Mech. Eng. 2012. Vol. 2012. P. 1-10.

65. Sames W.J. et al. The metallurgy and processing science of metal additive manufacturing // Int. Mater. Rev. 2016. Vol. 6608, № March. P. 1-46.

66. Slotwinski J.A. et al. Characterization of Metal Powders Used for Additive Manufacturing // J. Res. Natl. Inst. Stand. Technol. 2014. Vol. 119. P. 460.

67. Khairallah S.A. et al. Laser powder-bed fusion additive manufacturing: Physics of complex melt flow and formation mechanisms of pores, spatter, and denudation zones // Acta Mater. Elsevier Ltd, 2016. Vol. 108, № 3. P. 36-45.

68. Zhang L.-C. et al. Review on manufacture by selective laser melting and properties of titanium based materials for biomedical applications // Mater. Technol. 2015. Vol. 7857, № March. P. 1-11.

69. Liu S., Shin Y.C. Additive manufacturing of Ti6Al4V alloy: A review // Mater. Des. 2018. P. 107552.

70. Fayazfar H. et al. A critical review of powder-based additive manufacturing

of ferrous alloys: Process parameters, microstructure and mechanical properties // Mater. Des. 2018. Vol. 144. P. 98-128.

71. Wang M., Lin X., Huang W. Laser additive manufacture of titanium alloys // Mater. Technol. 2015. Vol. 00, № 0. P. 1753555715Y.000.

72. Attar H. et al. Recent developments and opportunities in additive manufacturing of titanium-based matrix composites: A review // Int. J. Mach. Tools Manuf. 2018. Vol. 133. P. 85-102.

73. Thijs L. et al. A study of the microstructural evolution during selective laser melting of Ti-6Al-4V // Acta Mater. Acta Materialia Inc., 2010. Vol. 58, № 9. P. 3303-3312.

74. Dilip J.J.S. et al. A novel method to fabricate TiAl intermetallic alloy 3D parts using additive manufacturing // Def. Technol. 2017. Vol. 13, № 2. P. 72-76.

75. Tang H.P. et al. Additive manufacturing of a high niobium-containing titanium aluminide alloy by selective electron beam melting // Mater. Sci. Eng. A. 2015. Vol. 636. P. 103-107.

76. Baudana G. et al. Titanium aluminides for aerospace and automotive applications processed by Electron Beam Melting: Contribution of Politecnico di Torino // Met. Powder Rep. Elsevier Ltd, 2016. Vol. 71, № 3. P. 193-199.

77. Murr L.E. et al. Characterization of titanium aluminide alloy components fabricated by additive manufacturing using electron beam melting // Acta Mater. 2010. Vol. 58, № 5. P. 1887-1894.

78. Ge W., Guo C., Lin F. Effect of process parameters on microstructure of TiAl alloy produced by electron beam selective melting // Procedia Eng. 2014. Vol. 81, № October. P. 1192-1197.

79. Biamino S. et al. Electron beam melting of Ti-48Al-2Cr-2Nb alloy: Microstructure and mechanical properties investigation // Intermetallics. 2011. Vol. 19, № 6. P. 776-781.

80. Baudana G. et al. Electron Beam Melting of Ti-48Al-2Nb-0.7Cr-0.3Si: Feasibility investigation // Intermetallics. 2016. Vol. 73. P. 43-49.

81. Li W. et al. Effect of laser scanning speed on a Ti-45Al-2Cr-5Nb alloy

processed by selective laser melting: Microstructure, phase and mechanical properties // J. Alloys Compd. 2016. Vol. 688. P. 626-636.

82. Li W. et al. Crystal orientation, crystallographic texture and phase evolution in the Ti-45Al-2Cr-5Nb alloy processed by selective laser melting // Mater. Charact. 2016. Vol. 113. P. 125-133.

83. Kenel C. et al. Selective laser melting of an oxide dispersion strengthened (ODS) Y-TiAl alloy towards production of complex structures // Mater. Des. 2017. Vol. 134. P. 81-90.

84. Gussone J. et al. Microstructure of Y-titanium aluminide processed by selective laser melting at elevated temperatures // Intermetallics. 2015. Vol. 66. P. 133-140.

85. Gussone J. et al. Microstructure stability of Y-TiAl produced by selective laser melting // Scr. Mater. 2017. Vol. 130. P. 110-113.

86. Fischer M. et al. In situ elaboration of a binary Ti-26Nb alloy by selective laser melting of elemental titanium and niobium mixed powders // Mater. Sci. Eng. C. Elsevier B.V., 2016. Vol. 62. P. 852-859.

87. Sing S.L., Yeong W.Y., Wiria F.E. Selective laser melting of titanium alloy with 50 wt% tantalum: Microstructure and mechanical properties // J. Alloys Compd. 2016. Vol. 660. P. 461-470.

88. Zhang B., Chen J., Coddet C. Microstructure and transformation behavior of in-situ shape memory alloys by selective laser melting Ti-Ni mixed powder // J. Mater. Sci. Technol. 2013. Vol. 29, № 9. P. 863-867.

89. Vrancken B. et al. Microstructure and mechanical properties of a novel ß titanium metallic composite by selective laser melting // Acta Mater. Acta Materialia Inc., 2014. Vol. 68. P. 150-158.

90. Buchbinder D. et al. High Power Selective Laser Melting (HP SLM) of Aluminum Parts // Phys. Procedia. 2011. Vol. 12. P. 271-278.

91. Ahuir-Torres J.I. et al. Surface texturing of aluminium alloy AA2024-T3 by picosecond laser: Effect on wettability and corrosion properties // Surf. Coatings Technol. 2017. Vol. 321. P. 279-291.

92. Makuch N. et al. Influence of laser alloying with boron and niobium on microstructure and properties of Nimonic 80A-alloy // Opt. Laser Technol. 2015. Vol. 75. P. 229-239.

93. Zhao Y. et al. The Polythermal Section of Ti-22Al-xNb (30-78at.%Ti) in Ti-Al-Nb System // Metals (Basel). 2020. Vol. 10, № 7. P. 871.

94. He Y.-S. et al. Microstructure and mechanical properties of a new Ti2AlNb-based alloy after aging treatment // Rare Met. 2018. Vol. 37, № 11. P. 942-951.

95. Li M. et al. Dual structure O + B2 for enhancement of hardness in furnace-cooled Ti 2 AlNb-based alloys by powder metallurgy // Adv. Powder Technol. The Society of Powder Technology Japan, 2017. № April. P. 1-8.

96. Wang W. et al. Quantitative analysis of the effect of heat treatment on microstructural evolution and microhardness of an isothermally forged Ti-22Al-25Nb (at.%) orthorhombic alloy // Intermetallics. Elsevier Ltd, 2014. Vol. 45. P. 2937.

97. Sim K. et al. Microstructure and mechanical properties of a Ti-22Al-25Nb alloy fabricated from elemental powders by mechanical alloying and spark plasma sintering // J. Alloys Compd. 2017. Vol. 704. P. 425-433.

98. Kim Y.-W. Ordered intermetallic alloys, part III: Gamma titanium aluminides // JOM. 1994. Vol. 46, № 7. P. 30-39.

99. Malecka J. Investigation of the Oxidation Behavior of Orthorhombic Ti2AlNb Alloy // J. Mater. Eng. Perform. 2015. Vol. 24, № 5. P. 1834-1840.

100. Закономерности влияния микродобавок редкоземельных элементов на структурно-фазовое состояние и механические характеристики интерметаллидного сплава на основе орторомбического алюминида титана : автореф. дис... ктн : 05. 16. 09 / Новак А. В. ; МГТУ им. Н. Э. Баумана. (Нац. исслед. ун-т), Всероссийский научно-исследовательский ин-т авиационных материалов. - М. : Изд-во МГТУ им. Н. Э. Баумана, 3019. - 16 с. : ил.

101. Jia J., Zhang K., Jiang S. Microstructure and mechanical properties of Ti-22Al-25Nb alloy fabricated by vacuum hot pressing sintering // Mater. Sci. Eng. A. Elsevier, 2014. Vol. 616. P. 93-98.