Технологические особенности синтеза титановых сплавов методом селективного лазерного плавления тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.06, кандидат наук Григорьев Алексей Владимирович

• Григорьев Алексей Владимирович
• кандидат наук
• 2018

Оглавление диссертации кандидат наук Григорьев Алексей Владимирович

ВВЕДЕНИЕ

1 ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1 Жаропрочные сплавы в авиадвигателестроении

1.2 Применение титановых сплавов в авиационных двигателях

1.3 Технологии аддитивного производства и их применение для изготовления изделий из титановых сплавов

1.4 Синтез сплавов из элементных порошков

ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ

2 МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1 Исходные порошковые компоненты и подготовка порошковых смесей

2.2 Используемое оборудование для синтеза компактных образцов

2.3 Методы подготовки образцов, исследования структуры, определения химического состава и проведения испытаний

2.4 Термическая обработка синтезированных образцов

3 ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССА ПОСЛОЙНОГО СИНТЕЗА АЛЬФА-ТИТАНОВОГО СПЛАВА ВТ5 ИЗ СМЕСИ ПОРОШКОВ ТИТАНА И АЛЮМИНИЯ МЕТОДОМ СЕЛЕКТИВНОГО ЛАЗЕРНОГО ПЛАВЛЕНИЯ

3.1 Свойства порошковой смеси титана и алюминия для синтеза сплава ВТ5

3.2 Влияние параметров процесса СЛП на плотность компактных образцов из смеси Т1-5А1

3.3 Микроструктура и фазовый состав синтезированных образцов из смеси Т1-5А1

3.4 Механические свойства синтезированных образцов из смеси ^-5А1

ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ

4 ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССА ПОСЛОЙНОГО СИНТЕЗА ДВУХФАЗНЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ Ть6А1-7№> И ВТ6 ИЗ ЭЛЕМЕНТНЫХ И ЛЕГИРОВАННЫХ ПОРОШКОВ МЕТОДОМ СЕЛЕКТИВНОГО ЛАЗЕРНОГО ПЛАВЛЕНИЯ

4.1 Свойства порошковой смеси титана, алюминия и ниобия для синтеза сплава Ть6А1-7№>

4.2 Влияние параметров процесса СЛП на плотность компактных образцов из смеси Т1-6А1-7№>

4.3 Микроструктура и фазовый состав синтезированных образцов из смеси Т1-6А1-7№>

4.4 Влияние термической обработки на микроструктуру и фазовый состав синтезированных образцов из смеси Ть6А1-7№>

4.5 Механические свойства синтезированных образцов из смеси Т1-6А1-7№>

4.6 Исследование процесса селективного лазерного плавления легированных порошков сплавов ВТ6 и Т1-6А1-4У

4.7 Исследование анизотропии механических свойств сплава ВТ6, изготовленного методом селективного лазерного плавления из легированных порошков

4.8 Исследование внутренних дефектов компактного сплава ВТ6, изготовленного методом селективного лазерного плавления, с использованием рентгеновской компьютерной томографии

4.9 Изготовление лопатки компрессора из смеси элементных порошков сплава Т1-6А1-7ЫЪ методом селективного лазерного плавления

ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ

5 ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССА ПОСЛОЙНОГО СИНТЕЗА ОРТОРОМБИЧЕСКОГО ТИТАНОВОГО СПЛАВА Ть22А1-25№> ИЗ СМЕСИ ПОРОШКОВ ТИТАНА, АЛЮМИНИЯ И НИОБИЯ МЕТОДОМ СЕЛЕКТИВНОГО ЛАЗЕРНОГО ПЛАВЛЕНИЯ

5.1 Свойства порошковой смеси титана, алюминия и ниобия для синтеза сплава П-22А1-25КЪ

5.2 Влияние параметров процесса СЛП на плотность компактных образцов из смеси ^-22^25^

5.3 Микроструктура и фазовый состав синтезированных образцов из смеси Т1-22А1-25№>

5.4 Механическое легирование твердого раствора Т1-ЫЪ для синтеза сплава Ть22А1-25№> методом СЛП

5.5 Влияние термической обработки на микроструктуру и фазовый состав синтезированных образцов из смеси Ть22А1-25№>

5.6 Механические свойства синтезированных образцов из смеси Ть22А1-25№>

ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК

ВВЕДЕНИЕ

Титановые сплавы широко используются в различных отраслях промышленности, например, для изготовления деталей авиационной техники, благодаря своей высокой удельной прочности, коррозионной стойкости и способности работать при относительно высоких температурах. В последние годы наблюдается тенденция увеличения доли титановых деталей от общей массы газотурбинного двигателя. Однако задача получения жаропрочного титанового сплава для двигателей, которой имел бы рабочую температуру 600 °С - 750 °С в настоящий момент является нерешенной. Сплавы на основе орто-фазы Т12АШЪ считаются наиболее перспективными материалами для изготовления деталей последних ступеней компрессора и турбины двигателей нового поколения, благодаря высоким удельным прочностным свойствам и рабочей температуре более 600 °С [1]. Однако возможность применения таких сплавов в технологиях аддитивного производства не была исследована как в России, так и за рубежом.

Современные темпы развития промышленности требуют внедрения передовых способов производства металлических изделий. Одним из них являются аддитивные технологии, которые объединяют использование цифрового проектирования для создания компьютерной модели будущей детали и изготовление самого изделия путем послойного добавления материала на специальном оборудовании [2, 3]. В настоящий момент аддитивные технологии достигли такого уровня развития, который позволяет изготавливать не только прототипы деталей, но и функциональные изделия со сложной конфигурацией для авиакосмической отрасли, автомобилестроения, медицины и др. Селективное лазерное плавление металлических порошков является одним из наиболее распространённых и перспективных методов для изготовления металлических изделий путем послойного добавления материала. Этот метод заключается в формировании слоёв порошкового материала, их поочередного расплавления с помощью

лазерного излучения и соединения с предыдущим слоем в соответствии с сечением компьютерной модели заготовки [4].

В качестве исходных материалов в технологии селективного лазерного плавления используются металлические порошки. Производители оборудования для аддитивного производства предъявляют ряд требований к исходным порошковым материалам, в частности порошковые частицы должны иметь сферическую форму, иметь минимальное количество внутренних и поверхностных дефектов, соответствовать определенному химическому и гранулометрическому составу. Порошки для аддитивных технологий, как правило, производят с помощью технологий газовой или плазменной атомизации расплава. В связи со сложностями при производстве порошков сложных сплавов для аддитивных технологий номенклатура коммерчески доступных порошков для аддитивного производства в настоящий момент существенно ограничена.

Решение этой проблемы можно найти при применении альтернативных методов для изготовления изделий из титановых сплавов с помощью аддитивных технологий. Одним из таких направлений является использование механической смеси порошков отдельных элементов сплава для изготовления из нее изделий методами послойного синтеза, в результате которого будет осуществляться т^Ш синтез необходимого сплава.

Целью настоящей работы является разработка способа синтеза титановых сплавов систем Т1-А1, Т1-А1-ЫЪ из элементных порошков методом селективного лазерного плавления.

Для этого должны быть решены следующие задачи:

1. установить влияние основных технологических параметров процесса селективного лазерного плавления на плотность компактного материала при послойном синтезе титановых сплавов из смесей элементных порошков систем Т1-5А1, Т1-6А1-7№> и Т1-22А1-25№>.

2. изучить особенности микроструктуры синтезированных из элементных порошков сплавов систем ^-5А1, Ть6А1-7№>, Т1-22А1-25ЫЪ и

сплава ВТ6 (полученного из легированного порошка), изготовленных методом селективного лазерного плавления.

3. установить влияние режимов термической обработки на микроструктуру и фазовый состав компактных сплавов, полученных методом селективного лазерного плавления элементных порошковых смесей;

4. исследовать механические свойства компактных образцов, синтезированных методом селективного лазерного плавления из элементных порошковых смесей сплавов систем Ть5А1, Т1-6А1-7ЫЪ, Ть22А1-25МЬ.

Научная новизна диссертационной работы заключается в следующем:

1. Установлены закономерности влияния основных параметров процесса селективного лазерного плавления на плотность компактного материала при послойном синтезе титановых сплавов из смесей элементных порошков систем Т1-5А1, Т1-6А1-7ЫЬ и Ть22А1-25МЬ. Показано, что максимальная относительная плотность титановых сплавов более 99 % достигается при плотности энергии лазерного излучения от 63 Дж/мм до 76 Дж/мм3.

2. Установлены особенности микроструктуры синтезированных сплавов систем Ть5А1, Ть6А1-7№>, Ть22А1-25МЬ, полученных в результате селективного лазерного плавления элементных порошковых смесей до и после термической обработки. Показано, что использование двух лазеров с различным пятном фокусировки позволяет изменять размер зерен а-Т от 38 до 58 мкм (± 13 мкм). Установлено, что в сплавах систем Т1-6А1-7ЫЪ и Ть 22А1-25МЬ полное растворение ниобия происходит после гомогенизирующего отжига при температуре 1350 °С и времени выдержки от 2,5 до 3,5 часов.

Практическая ценность работы:

1. Разработан экономичный способ получения компактных титановых сплавов систем Ть5А1, Ть6А1-7МЬ, Ть22А1-25№> с помощью аддитивных технологий путем послойного лазерного плавления элементных порошковых смесей.

2. Определены технологические параметры процесса селективного лазерного плавления элементных порошковых смесей систем Ть5А1, Ть6А1-7№,

Ti-22A1-25NЪ, позволяющие получать компактный материал с относительной плотностью 97 - 99 %.

3. Установлено влияние режимов термической обработки на микроструктуру и фазовый состав компактных сплавов систем Ть6А1-7МЬ и Ть22А1-25МЬ, позволяющих достичь полное растворение ниобия в сплаве с получением микроструктуры, состоящей из пластинчатых выделений (а+Р)-фаз для системы Ть6А1-7МЬ и зерен В2/бета-фазы с игольчатыми выделениями орто-фазы Т^АШЪ для системы Ть22А1-25МЬ.

4. Выявлено наличие анизотропии механических свойств компактного сплава ВТ6, изготовленного методом селективного лазерного плавления из легированного порошка, в зависимости от направления выращивания образцов и установлены способы ее устранения.

На защиту выносятся следующие положения:

1. Экономичный способ получения компактных титановых сплавов систем Ть5А1, Ть6А1-7МЬ, Ть22А1-25№> с помощью аддитивных технологий путем послойного лазерного плавления элементных порошковых смесей.

2. Результаты исследования влияния технологических параметров процесса селективного лазерного плавления на плотность компактного материала при послойном синтезе титановых сплавов из смесей элементных порошков систем Ть5А1, Ть6А1-7№> и Ть22А1-25№>.

3. Результаты экспериментальных исследований структуры и механических свойств компактных образцов, синтезированных методом селективного лазерного плавления из элементных порошковых смесей сплавов систем Ть5А1, Ть6А1-7№>, Ть22А1-25№>.

4. Результаты экспериментальных исследований анизотропии механических свойств сплава ВТ6, изготовленного методом селективного лазерного плавления из легированных порошков.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Технологические особенности синтеза титановых сплавов методом селективного лазерного плавления»

Апробация работы

Основные результаты работы докладывались на международных конференциях: на третьей международной конференции «Прорывные технологии 21-го века и их преобразующее воздействие на промышленные структуры и социально-экономическую сферу» (Санкт-Петербург, 2016 г.); на международной научно-технической конференции «Нанотехнологии функциональных материалов (НФМ'16)» (Санкт-Петербург, 2016 г.); на XII международной научно-технической конференции «Современные металлические материалы и технологии (СММТ'17» (Санкт-Петербург, 2017 г.); на III международной конференции «Аддитивные технологии: настоящее и будущее» (Москва, 2017 г.); международной конференции «European Advanced Materials Congress» (Стокгольм, Швеция, 2016 г.).

Публикации. Основные положения работы опубликованы в 8 статьях, из них 3 - в журналах, рекомендуемых перечнем ВАК РФ. Разработка защищена 1 патентом.

Личный вклад автора состоит в разработке программы исследований, отработке методик исследования материалов, разработке режимов послойного синтеза и термической обработке образцов, участие в экспериментальных исследованиях и анализе результатов.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов и списка литературы, содержит 148 машинописных листов текста, включая 101 рисунок, 19 таблиц, 110 наименований библиографических ссылок.

1 ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1 Жаропрочные сплавы в авиадвигателестроении

К жаропрочным сплавам относят металлические материалы, которые обладают способностью сохранять повышенную прочность при высоких температурах. Широкое применение эти сплавы получили в связи с развитием ракетной техники и газовых турбин различного назначения. Жаропрочные сплавы используют для изготовления деталей газовых турбин реактивной авиации, в судовых газотурбинных установках, стационарных газовых турбинах, при перекачке нефти и газопродуктов и во многих других установках [5,6].

Постоянной тенденцией развития газотурбинных двигателей (ГТД) и газотурбинных установок (ГТУ) является повышение температуры газа и эксплуатационных нагрузок. Разработка новых и повышение характеристик серийных ГТД неразрывно связаны с ростом требований к материалам.

Основными путями увеличения эффективности ГТД являются повышение температуры газа перед турбиной (рисунок 1.1), снижение массы двигателя и оптимизация конструкций. Все эти направления предусматривают повышение эксплуатационных характеристик материалов [7]. В последние годы для перспективных изделий за рубежом и в России активно проводятся работы по созданию жаропрочных сплавов с повышенными характеристиками длительной, кратковременной и циклической прочности [8]. Это прежде всего жаропрочные никелевые сплавы (ЖНС) для деталей горячего тракта двигателя [9, 10].

Рисунок 1.1 - Рост температуры газа на входе в турбину авиационных

ГТД [7]

Для дальнейшего повышения рабочих температур деталей ГТД в последнее десятилетие были разработаны сплавы на основе соединений никель-алюминий [10]. Наноструктурированные интерметаллидные сплавы с монокристаллической структурой (ВКНА-1В, ВКНА-25, ВИН2, ВИН3) будут использованы для рабочих и сопловых лопаток ГТД 5-го и 6-го поколений (рисунок 1.2) [8].

1956 2000

Рисунок 1.2 - Тенденции развития литейных сплавов на основе интерметаллидов никеля [7]

Интерметаллидные материалы на основе соединений М3А представляют интерес в качестве материала для деталей камеры сгорания с рабочей температурой до 1300 °С, турбины - в качестве сопловых охлаждаемых лопаток, створок регулируемого сопла, проставок с рабочей температурой до 1200 °С. Применение интерметаллидных материалов с низкой плотностью типа ВКНА позволит снизить массу деталей на 10-15%, повысить рабочую температуру на 150-200 °С и увеличить срок службы деталей в 1,5 - 2 раза, а также снизить стоимость шихтовой заготовки и трудоемкость изготовления по сравнению с никелевыми аналогами [12, 13].

Существующие никелевые жаропрочные сплавы для литья лопаток ГТД достигли предела рабочих температур 1100 - 1150 °С. В настоящий момент тенденция развития литейных жаропрочных никелевых сплавов заключается в использовании таких дефицитных элементов, как рений и рутений (рисунок

1.3) [7].

№6 то 1990 1995 2600 2010 2020

Рисунок 1.3 - Тенденции развития литейных сплавов на основе интерметаллидов никеля [7]

1.2 Применение титановых сплавов в авиационных двигателях

В последние годы наблюдается тенденция увеличения доли титановых деталей от общей массы ГТД. Первоначально масса титановых деталей составляла 5 - 10 % от общей массы газотурбинного двигателя, в современных конструкциях весовая доля титановых сплавов составляет около 40 % (рисунок 1.4). Благодаря высокой удельной прочности и коррозионной стойкости титановых сплавов при температурах 550-600 °С, они являются основным конструкционным материалом для деталей двигателя, в первую очередь, - для лопаток и дисков компрессора высокого давления [14 - 16].

Рисунок 1.4 - Применение титановых сплавов в конструкции ГТД [15]

Одним из главных лимитирующих факторов при разработке титановых сплавов стало требование по повышению рабочей температуры деталей компрессора высокого давления ГТД до 550 - 650 °С. По этой причине создание жаропрочных титановых сплавов с высоким сопротивлением малоцикловой усталости и ползучести является в настоящее время одной из наиболее актуальных задач современного двигателестроения [15,17].

Два основных класса сплавов на основе титана получили развитие в России - жаропрочные и конструкционные. Конструкционные сплавы предназначались для эксплуатации при температурах до 350 - 450 °С, жаропрочные титановые сплавы - для изделий, работающих при более высоких температурах (500 - 600 °С). Первыми жаропрочными титановыми сплавами, разработанными в России, были сплавы ВТ2 и ВТ3. Сплав ВТ3 выплавляли с использованием графитового тигля, что приводило к наличию в нем включений углерода. Промышленного применения этот метод и сплав не получили [15].

К жаропрочным сплавам на основе титана относят а- и Р-титановые сплавы, в которых содержится химические соединения, повышающие характеристики жаропрочности без существенного снижения их пластичности. Элементами, которые повышают жаропрочность, образую с титаном химические соединения, являются А1, В, С и др. Также повышают жаропрочность сплавов этого типа и твердые растворы, которые образуются с А1, Sn, 7г и др. [15].

Первым, широко применяемым серийным жаропрочным титановым сплавом в отечественной промышленности стал (а+Р)-сплав ВТ3-1 (Т1-6,7А1-2,5Мо-1,8Сг-0,5Бе-0,2581), изготавливаемый методом электронно-дуговой плавки расходуемого электрода. Сплав применяется для деталей ГТД, длительно работающих при температурах до 450 °С. Вслед за этим для более высоких рабочих температур 500 и 550 °С были разработаны (а+Р)-сплавы ВТ8 (^-6,8А1-3,5Мо- 0,32Si) и ВТ9 (Т1-6,8А1-3,2Мо-2,07г-0,3Б1) [18,19].

Позднее для изделий военной техники был разработан (а+Р)-сплав ВТ25 (Т1-6,8А1-2,0Мо-2,07г-2,08п-1,01^-0^0. Штамповки дисков из этого сплава изготавливаются методом Р-деформации. В начале 70-х годов был разработан сплав ВТ25У, который применяется с равноосной микроструктурой и до сих пор остается наиболее высокопрочным и жаропрочным (а+Р)-титановым сплавом среди всех отечественных и

зарубежных титановых сплавов этого класса. Сравнительные исследования штамповок дисков из сплавов ВТ25У, Ть6246, Т1-17, Ti-6242S показали, что сплав ВТ25У при температурах до 550 °С является наилучшим по своим прочностным характеристикам (рисунок 1.5) [15].

Рисунок 1.5 - Предел прочности жаропрочных титановых сплавов для дисков ГТД в зависимости от температуры испытаний [15]

Помимо сплавов на основе (а+Р)-структуры, для деталей ГТД применяются сплавы псевдо-а-класса, содержащие небольшое количество Р-фазы (например, сплавы серии ОТ4, ВТ20). Наиболее жаропрочным из серийных отечественных сплавов является псевдо-а-сплав ВТ18У (Т^6,8Л1-4,0Zr-2,5Sn-1,0Nb-0,7Мо-0Д5Si). Однако по уровню механических свойств, жаропрочности и термической стабильности сплав уступает своим зарубежным аналогам - сплавам 1М1 834 (Т^5,8Л1-4^п-3^г- 0,7№>-0,5Mo-0,35Si-0,06C) и ТМ100 (Ti-6,0A1-4,0Zr-2,8Sn-0,4Mo-0,45Si) [15].

Существенным отличием жаропрочных псевдо-а-сплавов последнего поколения является переход от преимущественно твердорастворного упрочнения а-фазы к сочетанию эффективного дисперсионного и твердорастворного механизмов упрочнения (сплав ВТ41). Это позволило значительно повысить уровень прочности в интервале рабочих температур и

обеспечить достаточную жаропрочность материала с мелкозернистой микроструктурой [15,18].

Развитие жаропрочных титановых сплавов показано в виде диаграммы, приведенной на рисунке 1.6

Рисунок 1.6 - Температура применения жаропрочных титановых сплавов с

учетом времени их разработки [15]

В табл. 1.1 приведены химический состав и механические характеристики промышленных жаропрочных титановых сплавов в отожженном состоянии в порядке увеличения количества Р-фазы в их структуре.

Таблица 1.1 - Химический состав и механические характеристики жаропрочных титановых сплавов [18]

Марка сплава Средний химический состав, % об, МПа 00,2, МПа 55, % %

ВТ18У 11-6,7 А1-4 7г-2,5 Бп-0,7 Мо-1 №> 1000 930 10 20

ВТ36 Т1-6,2А1-3,6 7г-2,0 Бп-0,7 Мо-5,0 1^-0,15 1050 950 5 8

Продолжение таблицы 1.1

ВТ8 П-6,3 А1-1,2 Zr-1,2 Sn-3,2 Мо-0,15 Si 1050 970 9 25

ВТ9 Ti-6,4 Л1-1,5 Zr-3,0 Мо-0,25 Si 1050 980 9 25

ВТ8М Ti-5,4 Л1-1,2 Zr-1,2 Sn-4,0 Мо-0,15 Si 1050 980 10 25

ВТ3-1 Ti-6,5 Л1-2,5 Мо-1,5 Сг-0,5 Бе-0,3 Si 1000 930 10 30

ВТ25 Ti-6,5 Л1-3,7 Zr-1,7 Sn-4,0 Мо-1,0 Бе-0,2 Si 1050 950 10 20

Большое внимание уделяется жаропрочным титановым сплавов на основе интерметаллидных соединений, а именно алюминидов титана Т^А1 и ^Л1. Такие сплавы считают перспективными жаропрочными материалами для авиационной и аэрокосмической техники ввиду их некоторых особенностей [18,20]. Интерметаллиды сохраняют высокую прочность до высоких температур; модуль упругости интерметаллидных соединений при повышении температуры снижается менее интенсивно по сравнению со сплавами с неупорядоченной структурой; повышенное сопротивление ползучести интерметаллидных сплавов в связи с меньшим коэффициентом самодиффузии по сравнению с неупорядоченными сплавами. Кроме того, интерметаллидные соединения Т и Л1 имеют малый удельный вес, что важно для авиакосмической отрасли.

На рисунке 1.7 приведен вертикальный разрез системы Т^Л1-ЫЬ. Ниобий является Р-стабилизатором и понижает температуру а^Р-перехода. При этом при легировании Р-фазы ниобием неупорядоченный твердый раствор переходит в упорядоченное состояние с кубической решеткой В2. При температуре ниже 1000 °С образуется орторомбическая фаза О на основе соединения Т^Л1№>. О-фаза наблюдается в сплавах на основе алюминидов титана в интервале концентраций от Ть25Л1-12,5КЬ до Ть25Л1-30№ [19].

ЛЬ. % ат

Рисунок 1.7 - Температура применения жаропрочных титановых сплавов с

учетом времени их разработки [18]

Благодаря высоким удельным прочностным характеристикам, рабочей температуре >600 °С и стойкости к окислению и возгоранию, интерметаллидные сплавы на основе алюминидов титана, а именно на основе орто-фазы Т12Л1КЪ, являются наиболее перспективными материалами для изготовления деталей последних ступеней компрессора и турбины ГТД нового поколения [15,19,21].

К основным принципам легирования сплавов на основе соединений Т13А1 и Т12А1№> можно отнести следующее [18]:

1. Содержание алюминия должно составлять 23 - 25 % ат.; при его содержании более 25 % существенно снижается вязкость.

2. Необходимо легирование сплава ниобием для повышения пластичности, вязкости и прочности.

3. Для стабилизации О-фазы и обеспечения достаточной вязкости содержание ниобия должно составлять более 15 % ат.

4. Для обеспечения достаточного сопротивления ползучести структура должна быть пластинчатой.

Сплавы на основе интерметаллида Т13Л1 содержат 24 - 25 % алюминия, 10 - 12,5 % ниобия и небольшие добавки Мо, Та, 7г, V. К одному из лучших

промышленных сплавов этого типа относят супер альфа-2 сплав состава, % ат.: 24А1-10№>-3У-1Мо. Сплав супер альфа-2 обладает наилучшими механическими свойствами при бимодальной структуре, состоящей из равноосных зерен первичной а2-фазы и зерен О-фазы [18].

Сплавы на основе алюминида Т^ЛШЪ (О-фаза) выделяют в отдельную группу. О-фаза имеет упорядоченную орторомбическую структуру ВО19, в которой некоторые узлы, занятые атомами титана в решетке алюминида ^3А1, замещены атомами ниобия. Однофазные сплавы с упорядоченной орторомбической структурой (например, Ть25Л1-23№>) обладают более высокими удельными характеристиками прочности и вязкости разрушения по сравнению со сплава на основе соединения ^3Л1. Двухфазные сплавы со структурой О+Р или О+р2 имеют лучшие прочностные свойства, более высокую пластичность и вязкость при комнатной температуре по сравнению с (а2+Р)- и О-сплавами. В двухфазных О+р2 сплавах с помощью термической обработки можно сформировать дисперсную пластинчатую структуру, которая приводит к более высокой прочности и повышению пластичности при комнатной температуре. Сплавы типа Ть22Л1-25№>-(1 - 3 %) [Мо, Zr, Si] (% Й1.) с О+В2+а2 структурой имеют более высокую пластичность (около 10%), при этом цирконий повышает удельное сопротивление ползучести сплава, которое при 650 °С сопоставимо с этой характеристикой для никелевого сплава Илсо^! 718 [18,22].

Общая характеристика сплавов на основе соединения Т^ЛШЪ представлена в табл. 1.2.

Таблица 1.2 - Общая характеристика сплавов на основе соединения Т^ЛШЪ [18,19]

Сплав Общие сведения Свойства Вид полуфабриката Применение

Т1-25Л1-23№> Сплав с однофазной О-структурой Обладает более высоким сопротивлением ползучести по сравнению со сплавами на основе Т13А1 и О+В2-сплавом Т1-25Л1-27№

Продолжение таблицы 1.2

Т1-22Л1- Легирование Т^А Легирование Т^А ниобием м Диски Детали

25№- ниобием в больших молибденом приводит к авиационных

(1- количествах приводит к повышению удлинения при двигателей

3)(Мо, О+В2+а2-структуре с комнатной температуре до 5-10%.

гг, 81) повышенной

пластичностью.

Молибден стабилизирует

Р-фазу. Цирконий

повышает сопротивление

ползучести

Т1-22Л1- 0+В2+-структура 0-фаза обеспечивает высокие Полуфабрикат -

27№ жаропрочные свойства, а фаза В2 - ы порошковой

повышенную пластичность. металлургии

Удлинение при комнатной

температуре 3-5%.

ВТИ-1 Разработан в ВИАМе. Относительное удлинение при Прутки, Детали

(Т1- Структура состоит из а2- комнатной температуре 3-5%. поковки, авиационных

25Л1- и р-фаз; содержание а2- штамповки двигателей

11М> фазы - 80-90%. дисков и

0,75гг- лопаток,

0,75Мо) фасонное литье

Орторомбические интерметаллидные титановые сплавы появились в начале 1990-х годов в результате всесторонних исследований сплавов на основе альфа-2 фазы в 1980-х годах [22]. В целом, сплавы системы Т1-Л1-№> с относительно высоким содержанием ниобия продемонстрировали улучшенные характеристики прочности, вязкости и сопротивления ползучести по сравнению со сплавами на основе альфа-2 фазы. Помимо этого, склонность к охрупчиванию, характерная для сплавов на основе Т13Л1, и преимущества орто-сплавов привели к тому, что работа над Т13Л1-сплавами была приостановлена в пользу орторомбических титановых сплавов [23].

Вследствие высокого содержания Р-стабилизирующих элементов, необходимых для стабилизации О-фазы, плотность сплавов на основе Т12АШЬ гораздо выше, чем у более простых титановых сплавов и сплавов на

основе у-Т1Л1. Несмотря на это, плотность сплава Ть22Л1-25№> все равно на почти 40% ниже, чем у никелевых жаропрочных сплавов [22,24].

Микроструктура орторомбических титановых сплавов может существенно меняться в зависимости от способа получения и режима последующей термической обработки [24-28]. Так же, как и у традиционных титановых сплавов, равноосная мелкозернистая пластинчатая или крупнозернистая пластинчатая микроструктуры могут быть получены в зависимости от параметров термомеханической обработки. На рисунке 1.6 приведены четыре типа микроструктур орторомбического сплава Ть22А1-25ИЬ. Микроструктуры, представленные на рисунке 1.8, а-в, являются термически стабильными до температур около 700 °С. Все они представляют из себя смесь трех фаз, полученную в результате охлаждения из (а2+Р)-области. Средний размер зерна меняется от 3 мкм для равноосной микроструктуры, 30 мкм для бимодальной структуры и до 200 мкм для крупнозернистой пластинчатой структуры. Медленное охлаждение при скорости 1 К/мин и ниже из области, находящейся выше температуры бета-превращения, приводит к крупным вторичным пластинчатым выделениям О-фазы внутри бывшей Р-фазы и образованию толстых пограничных выделений а2-фазы вследствие ускоренной пограничной диффузии по сравнению с диффузией внутри зерен (рисунок 1.8, г). Однако, а2-фаза известна негативным влиянием на механические свойства орторомбических титановых сплавов и является нежелательной.

Рисунок 1.8 - Микроструктуры орторомбического сплава Т1-22А1-25№>: а) равноосная, б) бимодальная, в) пластинчатая, г) пластинчатая с крупными вторичными выделениями О-фазы и пограничными выделениями

а2-фазы [24]

В зависимости от микроструктуры орторомбические титановые сплавы могут иметь прочностные свойства, изменяемые в широком диапазоне [2224]. В случае сплава Т1-22Л1-25МЬ относительное удлинение при комнатной температуре может варьироваться от 0 до 16%, а предел текучести может составлять 650 - 1600 МПа (рисунок 1.9). Высокое содержание ниобия замедляет диффузионные процессы в орторомбических титановых сплавах, в следствие этого даже относительно низкие скорости охлаждения (10 К/мин) достаточны для полного сохранения высокотемпературной р0-фазы.

£

с о

20

с о

ш

£ 10 + ■

и <0

0

* 1Ы718

Т1-22А1-25КЬ

П-23АИ5МЬ' Т(те1а11100 Т1те1а1 834

"П-24А1-11МЬ ■ \| "П-25АИ01ЧЬ -ЗУ-1Мо

71А1 ТЖЛ-ЗТЧЬ ■ 2 1С1 0 2УЧ' 1 \ Т\-22М-27№

500 1000 1500

У1вИ Э^епд^ [МРа]

2000

Рисунок 1.9 - Относительное удлинение и предел текучести для интерметаллидных титановых сплавов различных составов (ось ординат -относительное удлинение, %, ось абсцисс - предел текучести, МПа) [24]

Орторомбические титановые сплавы способны достигать значений относительного удлинения при комнатной температуре порядка 13-16% с крупнозернистой пластинчатой микроструктурой. Для одновременного достижения высокой прочности и удлинения требуется гомогенная микроструктура, которая будет задерживать зарождение трещин при разрыве образца. Наилучший баланс механических свойств при комнатной температуре для сплава Ть22Л1-25МЬ достигается при бимодальной микроструктуре (рисунок 1.8, б). Для этого типа микроструктуры могут быть получены значения предела текучести 1100 МПа при удлинении 4 % [24].

На рисунке 1.10 приведены зависимости значения удельного предела текучести титановых сплавов от температуры. Несмотря на относительно высокую плотность сплава Ть22Л1-25МЬ, он демонстрирует более высокие значения удельного предела текучести при повышенных температурах по сравнению с другими сплавами [22,24].

ТЬА1

°0 ЛО 600 кю" 1 1«Й 1ЙМ

Тетрйга>игн [ С]

Рисунок 1.10 - Удельный предел текучести титановых сплавов различных составов в зависимости от температуры [24]

Несмотря на преимущества интерметаллидных сплавов на основе орто-фазы Т12АШЪ, их освоение в промышленном масштабе затруднено в связи с особенностями этих сплавов (например, большое количество легирующих элементов, повышенная температура плавления) и необходимостью использования мощного оборудования для производства конечных деформированных полуфабрикатов [15]. Низкая пластичность при комнатной температуре и плохая деформируемость этих сплавов обуславливают множество трудностей при традиционных методах производства, таких как ковка, прокатка, волочение, и существенно ограничивают их применение. В этой связи перспективным является использование порошковых материалов и методов для получения заготовок деталей, как можно более близких к форме конечного изделия.

1.3 Технологии аддитивного производства и их применение для изготовления изделий из титановых сплавов

Высокая стоимость производства изделий из титановых сплавов, связанная главным образом с механической обработкой (рисунок 1.11), привела к исследованию и разработке различных способов изготовления

деталей, которые позволяли бы получать изделие максимально приближенное по форме конечной детали. К группе таких способов относятся аддитивные технологии (АТ). АТ в отличие от традиционных субтрактивных методов основаны на послойном изготовлении изделий [2933]. Аддитивный подход позволяет создавать уникальные изделия с внутренней полой структурой, например, теплообменники со сложной системой каналов охлаждения любой формы, литейная оснастка для создания корпусов новых двигателей и насосов, фильтрующие элементы с сетчатой структурой, размер ячеек которой определяется размером гранул порошкового материала и пр. [34]. Интерес к аддитивным технологиям, «непосредственному выращиванию» металлических изделий, в качестве альтернативы традиционным технологическим методам для производства товарной продукции возник в авиации, космической индустрии и энергетическом машиностроении. Мотивацией являлась экономическая целесообразность. Аддитивные технологии в ряде случаев оказываются менее дорогостоящими, чем традиционные технологии, а также предлагают новые возможности при производстве изделий. Например, возможно изготовление деталей или пресс-форм сложной формы, с каналами охлаждения произвольной конфигурации, что невозможно сделать при обычных методах механообработки [35]. Экономический эффект от внедрения АТ в масштабе предприятия, производящего элементы авиационных двигателей, оценивается в 500 - 700 млн. руб., при этом обеспечивается изменение в подходе к конструированию: улучшение массогабаритных и иных функциональных показателей эффективности изделий.

Дробеструйная обработка

/

(Механическая (¡йраоогка

j Штамповка

ж

контроль Полировка поверхности

Запрессовка втулок

Рисунок 1.11 - Разбивка по стоимости производства стыковочного элемента

крыла самолета Boeing 787 [36]

Аддитивное производство (от англ. additive manufacturing) представляет собой класс перспективных технологий кастомизированного производства деталей сложной формы по трехмерной компьютерной модели путем последовательного нанесения материала (как правило, послойного) - в противоположность так называемому вычитающему производству [37].

ASTM F2792 (США) классифицирует аддитивные технологии, разделяя их на 7 категорий (табл. 1.3) [37-39]:

1. Material extrusion - выдавливание материала;

2. Material Jetting - разбрызгивание материала, струйные технологии;

3. Binder jetting - разбрызгивание связующего;

4. Sheet lamination - соединение листовых материалов;

5. Vat photopolymerization - фотополимеризация в ванне;

6. Powder bed fusion - расплавление материала в заранее сформированном слое;

7. Directed energy deposition - прямой подвод энергии непосредственно в место построения.

Таблица 1.3 - Классификация аддитивных технологий согласно стандарту

ASTM F2792 [41]

Группа Технология Исходный материал Источник энергии Особенности

Material Extrusion Fused Deposition Modeling (FDM) Contour Crafting Термопластики, керамические суспензии, металлические пасты Термическая энергия Невысокая стоимость установок; использование нескольких материалов; ограниченная точность; невысокое качество поверхности

Material Jetting Polyjet/Inkjet Printing Фотополимеры, воск Термическая энергия/фото отверждение Печать из различных материалов; высокое качество поверхности

Binder Jetting Indirect Inkjet Printing (Binder 3DP) Полимерные порошки, керамические порошки, металлические порошки Термическая энергия Необходимость пропитки изделий после их построения; широкий выбор материалов; высокая пористость изделий

Sheet Lamination Laminated Object Manufacturing (LOM) Металлические листы, полимерные пленки, керамические ленты Лазерный луч Высокое качество поверхности; необходимость удаления остатков материала

Vat Photopoly-merization Stereolithograph y (SLA) Фотополимеры, керамики (оксиды А1, 2г, пьезокерамики) Ультрафиоле товый лазер Высокая скорость построения; высокая точность изготовления; высокая стоимость исходных материалов

Powder Bed Fusion Selective Laser Sintering (SLS) Полиамиды, полимеры Лазерный луч Высокая точность изготовления; высокая плотность изделий; необходимость использования поддержек

Direct Metal Laser Sintering (DMLS) Selective Laser Melting (SLM) Металлические и керамические порошки

Electron Beam Melting (EBM) Электронный луч

Directed Energy Deposition Laser Engineered Net Shaping (LENS) Electron Beam Welding (EBW) Металлические порошки и проволоки Лазерный луч, электронный луч Возможность ремонта изделий; создание функционально-градиентных изделий; низкое качество поверхности

Аддитивные технологии прямого изготовления изделий из металлов и сплавов (табл. 1.4) разделяют на две большие группы: Powder Bed Fusion (PBF) и Directed Energy Deposition (DED) [40].

Таблица 1.4 - Классификация АП для производства металлических деталей

Knaccu^ нкацнfl Терминология Ссылка Материал

Powder bed fusion Direct metal laser sintering (DMLS) [41] Металлический порошок

Electron beam melting (EBM) [42]

Selective laser sintering (SLS) [43]

Selective laser melting (SLM) [44]

Directed energy deposition Electron beam freeform fabrication (EBF3) [45] Металлический порошок, металлический провод

Laser engineered net shaping (LENS) [46]

Laser consolidation (LC) [47]

Directed light fabrication (DLF) [48]

Wire and arc additive manufacturing (WAAM) [49]

Binder jetting Powder bed and inkjet 3D printing (3DP) [50] Металлический порошок

Sheet lamination Laminated object manufacturing (LOM) [51] Металлический слоистый материал

Ultrasonic consolidation (UC) [52] Металлическая фольга

В PBF-технологиях сначала формируется слой строительного материала, а затем происходит обработка этого слоя (лазером, электронным лучом, и иными способами) (рисунок 1.12). Пошагово технология построения выглядит следующим образом:

- специальное программное обеспечение разбивает трехмерную компьютерную модель на слои определенной толщины;

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Григорьев Алексей Владимирович, 2018 год

БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК

1. Banu A. et al. Effect of niobium alloying level on the oxidation behavior of titanium aluminides at 850° C //International Journal of Minerals, Metallurgy, and Materials. - 2016. - Vol. 23. №. 12. - P. 1452-1457.

2. Holmstrom J., Partanen J. Digital manufacturing-driven transformations of service supply chains for complex products //Supply Chain Management: An International Journal. - 2014. - Vol. 19. №. 4. - P. 421-430.

3. Chen D. et al. Direct digital manufacturing: definition, evolution, and sustainability implications //Journal of Cleaner Production. - 2015. - Vol. 107. -P. 615-625.

4. Pinkerton A. J. Lasers in additive manufacturing //Optics & Laser Technology. - 2016. - Vol. 78. - P. 25-32.

5. Химушин, Ф.Ф. Жаропрочные стали и сплавы / Ф.Ф. Химушин. -М. : Металлургия, 1969. - 752 с.

6. Fecht H., Furrer D. Processing of Nickel-Base Superalloys for Turbine Engine Disc Applications //Advanced Engineering Materials. - 2000. - Vol. 2. №. 12. - P. 777-787.

7. Каблов Е.Н., Ломберг Б.С., Оспенникова О.Г. Создание современных жаропрочных материалов и технологий их производства для авиационного двигателестроения // Крылья Родины. 2012. № 3-4. С. 34-38.

8. Ломберг Б.С., Овсепян С.В., Бакрадзе М.М., Мазалов И.С. Высокожаропрочные деформируемые никелевые сплавы для перспективных газотурбинных двигателей и газотурбинных установок // Вестник МГТУ им. Н.Э. Баумана. 2011. Спец. выпуск. С. 98-103.

9. Каблов Е.Н. Новое поколение жаропрочных сплавов для двигателей // Военный парад. 2010. - № 2 (98). - С. 32-33 : 1 портр., 2 рис. . -ISSN 1029-4678.

10. Furrer D., Fecht H. Ni-based superalloys for turbine discs //Jom. -1999. - Vol. 51. №. 1. - P. 14-17.

11. Deevi S. C., Sikka V. K. Nickel and iron aluminides: an overview on properties, processing, and applications //Intermetallics. - 1996. - Vol. 4. №. 5. -P. 357-375.

12. Базылева О.А., Аргинбаева Э.Г., Туренко Е.Ю. Жаропрочные литейные интерметаллидные сплавы // Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 57-60.

13. Петрушин Н.В., Светлов И.Л., Оспенникова О.Г. Литейные жаропрочные никелевые сплавы // Все материалы. Энциклопедический справочник. - 2012. - №6. - С. 16-21.

14. Павлова Т.В., Кашапов О.С., Ночовная Н.А. Титановые сплавы для газотурбинных двигателей // Все материалы. Энциклопедический справочник. - 2012. - №5. - С. 8-14.

15. Кашапов О.С., Новак А.В., Ночовная Н.А., Павлова Т.В. Состояние, проблемы и перспективы создания жаропрочных титановых сплавов для деталей ГТД // Труды ВИАМ 2013. №3 (электронный журнал).

16. Boyer R. R. An overview on the use of titanium in the aerospace industry //Materials Science and Engineering: A. - 1996. - Vol. 213. №. 1-2. - P. 103-114.

17. Eylon D. et al. High-temperature titanium alloys—a review //JOM. -1984. - Vol. 36. №. 11. - P. 55-62.

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

19. Ильин А.А., Колачев Б.А., Полькин И.С. Титановые сплавы. Состав, структура, свойства. Справочник. - М.: ВИЛС-МАТИ, 2009. - 520 c.

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

21. Germann L. et al. Effect of composition on the mechanical properties of newly developed Ti 2 AlNb-based titanium aluminide //Intermetallics. - 2005. -Vol. 13. №. 9. - P. 920-924.

22. Lutjering G., Williams J. C. Titanium. - Springer Science & Business Media, 2007. - 442 с.

23. Rowe R. G. High Temperature Aluminides and Intermetallics, ed. by SH Whang //CT Liu, DP Pope and JO Stiegler, TMS-AIME, Warrendale. - 1990.

- Vol. 375.

24. Kumpfert J. Intermetallic alloys based on orthorhombic titanium aluminide // Advanced Engineering Materials. - 2001. - Vol. 3 №. 11. - P. 851864.

25. Muraleedharan K. et al. Phase stability and ordering behaviour of the O phase in Ti Al Nb alloys //Intermetallics. - 1995. - Vol. 3. №. 3. - P. 187199.

26. Chen X. et al. Effects of post-weld heat treatment on microstructure and mechanical properties of linear friction welded Ti 2 AlNb alloy //Materials & Design. - 2016. - Vol. 94. - P. 45-53.

27. Boehlert C. J. The effects of forging and rolling on microstructure in O+ BCC Ti Al Nb alloys //Materials Science and Engineering: A. - 2000. -Vol. 279. №. 1. - P. 118-129.

28. Ward C. H. Microstructure evolution and its effect on tensile and fracture behaviour of Ti-AI-Nb a2 intermetallics // International materials reviews.

- 1993. - Vol. 38 №. 2. - P. 79-101.

29. Frazier W. Metal additive manufacturing: A review //Journal of Materials Engineering & Performance. - 2014. - Vol. 23. №. 6 - P. 1917-1928.

30. А. И. Рудской, А. А. Попович, А. В. Григорьев, Д. Е. Каледина. Аддитивные технологии : учебное пособие. - Санкт-Петербург : Изд-во Политехнического ун-та, 2017. - 251 с.

31. Gao W. et al. The status, challenges, and future of additive manufacturing in engineering //Computer-Aided Design. - 2015. - Vol. 69. - P. 65-89.

32. Kruth J. P. et al. Selective laser melting of iron-based powder //Journal of Materials Processing Technology. - 2004. - Vol. 149. №. 1. - P. 616622.

33. Murr L. E. et al. Microstructure and mechanical behavior of Ti-6Al-4V produced by rapid-layer manufacturing, for biomedical applications //Journal of the mechanical behavior of biomedical materials. - 2009. - Vol. 2. №. 1. -P. 20-32.

34. Pyka G. et al. Surface modification of Ti6Al4V open porous structures produced by additive manufacturing //Advanced Engineering Materials.

- 2012. - Vol. 14. №. 6. - P. 363-370.

35. Holmes L. R., Riddick J. C. Research summary of an additive manufacturing technology for the fabrication of 3D composites with tailored internal structure //JOM. - 2014. - Vol. 66. №. 2. - P. 270-274.

36. Dutta B., Froes F. H. S. The additive manufacturing (AM) of titanium alloys // Metal Powder Report. - 2017. Vol. 72 № 2. - P. 96-106.

37. Зленко М.А., Попович А.А., Мутылина И.Н. Аддитивные технологии в машиностроении. Изд-во СПбГУ, 2013, 221 с.

38. Guo N., Leu M. C. Additive manufacturing: technology, applications and research needs //Frontiers of Mechanical Engineering. - 2013. - Vol. 8. №. 3.

- P. 215-243.

39. Lee J. Y. et al. The potential to enhance membrane module design with 3D printing technology //Journal of Membrane Science. - 2016. - Vol. 499. -P. 480-490.

40. Sames W. J. et al. The metallurgy and processing science of metal additive manufacturing //International Materials Reviews. - 2016. - Vol. 61. №. 5.

- P. 315-360.

41. Grunberger T., Domrose R. Direct metal laser sintering //Laser Technik Journal. - 2015. - Vol. 12. №. 1. - P. 45-48.

42. Bourell D.L. Brief History of Additive Manufacturing and the 2009 Roadmap for Additive Manufacturing: Looking Back and Looking Ahead / D.L.

Bourell, J.J. Beaman, M.C. Leu, D. Rosen // U.S. Turkey Workshop on Rapid Technologies. - 2009.

43. Bugeda G., Cervera M., Lombera G. Numerical prediction of temperature and density distributions in selective laser sintering process // Rapid Prototyping Journal. - 1999. - Vol.5, № 1. - P. 21-26.

44. Bremen S., Meiners W., Diatlov A. Selective laser melting //Laser Technik Journal. - 2012. - Vol. 9. №. 2. - P. 33-38.

45. Murr L. E. et al. Metal fabrication by additive manufacturing using laser and electron beam melting technologies //Journal of Materials Science & Technology. - 2012. - Vol. 28. №. 1. - P. 1-14.

46. Bandyopadhyay A. et al. Application of laser engineered net shaping (LENS) to manufacture porous and functionally graded structures for load bearing implants //Journal of Materials Science: Materials in Medicine. - 2009. - Vol. 20. №. 1. - P. 29-34.

47. Xue L., Islam M. U. Free-form laser consolidation for producing metallurgically sound and functional components //Journal of Laser Applications. - 2000. - Vol. 12. №. 4. - P. 160-165.

48. Milewski J. O. et al. Directed light fabrication of a solid metal hemisphere using 5-axis powder deposition //Journal of Materials Processing Technology. - 1998. - Vol. 75. №. 1. - P. 165-172.

49. Williams S. W. et al. Wire+ arc additive manufacturing //Materials Science and Technology. - 2016. - Vol. 32. №. 7. - P. 641-647.

50. Moon J. et al. Ink-Jet Printing of Binders for Ceramic Components //Journal of the American Ceramic Society. - 2002. - Vol. 85. №. 4. - P. 755-762.

51. Mueller B., Kochan D. Laminated object manufacturing for rapid tooling and patternmaking in foundry industry //Computers in Industry. - 1999. -Vol. 39. №. 1. - P. 47-53.

52. Kong C. Y., Soar R. C., Dickens P. M. Characterisation of aluminium alloy 6061 for the ultrasonic consolidation process //Materials Science and Engineering: A. - 2003. - Vol. 363. №. 1. - P. 99-106.

53. Additive manufacturing of metals / Herzog D., Seyda V., Wycisk E., Emmelmann C. // Acta Materialia. - 2016. - Vol. 117. - P. 371-392.

54. Lewandowski J. J., Seifi M. Metal additive manufacturing: a review of mechanical properties // Annual Review of Materials Research. - 2016. - Vol. 46. - P. 151-186.

55. Processing of titanium net shapes by SLS/HIP / Das S., Wohlert M., Beaman J.J. et al // Materials & design. - Austin, USA, 1999. - Vol. 20, N 2. - P. 115-121.

56. Mechanical properties of pure titanium models processed by selective laser melting / Santos E., Abe F., Kitamura Y. et al. // Proceedings of the Solid Freeform Fabrication Symposium. - Austin, USA, 2002. - P. 180-186.

57. Mercelis P., Kruth J. P. Residual stresses in selective laser sintering and selective laser melting // Rapid Prototyping Journal. - 2006. - Vol. 12, N 5. -P. 254-265.

58. Ductility of a Ti-6Al-4V alloy produced by selective laser melting of prealloyed powders / Facchini L., Magalini E., Robotti P. et al // Rapid Prototyping Journal. - 2010. - Vol. 16, N 6. - P. 450-459.

59. Vilaro T., Colin C., Bartout J. D. As-fabricated and heat-treated microstructures of the Ti-6Al-4V alloy processed by selective laser melting // Metallurgical and Materials Transactions A. - 2011. - Vol. 42, N 10. - P. 31903199.

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

61. Vandenbroucke B., Kruth J. P. Selective laser melting of biocompatible metals for rapid manufacturing of medical parts //Rapid Prototyping Journal. - 2007. - Vol. 13. №. 4. - P. 196-203.

62. Qiu C., Adkins N. J. E., Attallah M. M. Microstructure and tensile properties of selectively laser-melted and of HIPed laser-melted Ti-6Al-4V //Materials Science and Engineering: A. - 2013. - Vol. 578. - P. 230-239.

63. Gong H. et al. Influence of defects on mechanical properties of Ti-6Al-4V components produced by selective laser melting and electron beam melting //Materials & Design. - 2015. - Vol. 86. - P. 545-554.

64. Heinl P. et al. Cellular Ti-6Al-4V structures with interconnected macro porosity for bone implants fabricated by selective electron beam melting //Acta biomaterialia. - 2008. - Vol. 4. №. 5. - P. 1536-1544.

65. Simonelli M., Tse Y. Y., Tuck C. The formation of a+ P microstructure in as-fabricated selective laser melting of Ti-6Al-4V // Journal of Materials Research. - 2014. - Vol. 29. №. 17. - P. 2028-2035.

66. Xu W. et al. Additive manufacturing of strong and ductile Ti-6Al-4V by selective laser melting via in situ martensite decomposition //Acta Materialia. -2015. - Vol. 85. - P. 74-84.

67. Wang F. et al. Microstructure and mechanical properties of wire and arc additive manufactured Ti-6Al-4V //Metallurgical and Materials Transactions A. - 2013. - Vol. 44. №. 2. - P. 968-977.

68. Koike M. et al. Evaluation of titanium alloys fabricated using rapid prototyping technologies—electron beam melting and laser beam melting //Materials. - 2011. -Vol. 4. №. 10. - P. 1776-1792.

69. Welsch G., Boyer R., Collings E. W. (ed.). Materials properties handbook: titanium alloys. - ASM international, 1993.

70. On the mechanical behaviour of titanium alloy TiAl6V4 manufactured by selective laser melting: Fatigue resistance and crack growth performance / Leuders S., Thone M., Riemer A., Niendorf, T., Troster T., Richard H. A., Maier H. J. //International Journal of Fatigue. - 2013. - Vol. 48. - P. 300307.

71. Brandl E. et al. Additive manufactured AlSi10Mg samples using Selective Laser Melting (SLM): Microstructure, high cycle fatigue, and fracture behavior //Materials & Design. - 2012. - Vol. 34. - P. 159-169.

72. Kruth J. P. et al. Binding mechanisms in selective laser sintering and selective laser melting //Rapid prototyping journal. - 2005. - Vol. 11. №. 1. - P. 26-36.

73. Edwards P., Ramulu M. Fatigue performance evaluation of selective laser melted Ti-6Al-4V //Materials Science and Engineering: A. - 2014. - Vol. 598. - P. 327-337.

74. Wauthle R. et al. Effects of build orientation and heat treatment on the microstructure and mechanical properties of selective laser melted Ti6Al4V lattice structures //Additive Manufacturing. - 2015. - Vol. 5. - P. 77-84.

75. Tang H. P. et al. Additive manufacturing of a high niobium-containing titanium aluminide alloy by selective electron beam melting //Materials Science and Engineering: A. - 2015. - Vol. 636. - P. 103-107.

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

77. Baudana G. et al. Titanium aluminides for aerospace and automotive applications processed by Electron Beam Melting: Contribution of Politecnico di Torino //Metal Powder Report. - 2016. - Vol. 71. №. 3. - P. 193-199.

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

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

80. Tang H. P. et al. Effect of powder reuse times on additive manufacturing of Ti-6Al-4V by selective electron beam melting //Jom. - 2015. -Vol. 67. - №. 3. - P. 555.

81. Attar H. et al. Manufacture by selective laser melting and mechanical behavior of commercially pure titanium //Materials Science and Engineering: A. -2014. - Vol. 593. - P. 170-177.

82. Vrancken B. et al. Micro structure and mechanical properties of a novel P titanium metallic composite by selective laser melting //Acta Materialia. -2014. - Vol. 68. - P. 150-158.

83. Ardila L. C. et al. Effect of IN718 recycled powder reuse on properties of parts manufactured by means of selective laser melting //Physics Procedia. - 2014. - Vol. 56. - P. 99-107.

84. Laipple D. et al. Microstructure of gas atomised y-TiAl based alloy powders //MRS Advances. - 2017. - Vol. 2 № 25 - P. 1-6.

85. Chlebus E. et al. Microstructure and mechanical behaviour of Ti—6Al—7Nb alloy produced by selective laser melting //Materials Characterization. - 2011. - Vol. 62. - №. 5. - P. 488-495.

86. Sercombe T. et al. Heat treatment of Ti-6Al-7Nb components produced by selective laser melting //Rapid Prototyping Journal. - 2008. - Vol. 14. - №. 5. - P. 300-304.

87. Attar H. et al. Manufacture by selective laser melting and mechanical behavior of commercially pure titanium //Materials Science and Engineering: A. -2014. - Vol. 593. - P. 170-177.

88. The technologies of titanium powder metallurgy / Froes F. H. et al. //JOM Journal of the Minerals, Metals and Materials Society. - 2004. - Vol. 56, №. 11. - P. 46-48.

89. Zhang B., Chen J., Coddet C. Microstructure and transformation behavior of in-situ shape memory alloys by selective laser melting Ti-Ni mixed powder //Journal of Materials Science & Technology. - 2013. - Vol. 29. - №. 9. -P. 863-867.

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

91. Sing S. L., Wiria F. E., Yeong W. Y. Selective laser melting of lattice structures: A statistical approach to manufacturability and mechanical behavior

//Robotics and Computer-Integrated Manufacturing. - 2018. - Vol. 49. - P. 170180.

92. Yan L. et al. Improved mechanical properties of the new Ti-15Ta-xZr alloys fabricated by selective laser melting for biomedical application //Journal of Alloys and Compounds. - 2016. - Vol. 688. - P. 156-162.

93. Wang Q. et al. Effect of Nb content on microstructure, property and in vitro apatite-forming capability of Ti-Nb alloys fabricated via selective laser melting //Materials & Design. - 2017. - Vol. 126. - P. 268-277.

94. Fischer M. et al. In situ elaboration of a binary Ti-26Nb alloy by selective laser melting of elemental titanium and niobium mixed powders //Materials Science and Engineering: C. - 2016. - Vol. 62. - P. 852-859.

95. Vora P. et al. AlSi12 in-situ alloy formation and residual stress reduction using anchorless selective laser melting //Additive manufacturing. -2015. - Vol. 7. - P. 12-19.

96. Zhang B., Liao H., Coddet C. Effects of processing parameters on properties of selective laser melting Mg-9% Al powder mixture //Materials & Design. - 2012. - Vol. 34. - P. 753-758.

97. Catchpole-Smith S. et al. In-situ synthesis of titanium aluminides by direct metal deposition //Journal of Materials Processing Technology. - 2017. -Vol. 239. - P. 230-239.

98. Sun H., Li X., Fang W. Microstructures of PM Ti-45Al-10Nb alloy fabricated by reactive sintering //Transactions of Nonferrous Metals Society of China. - 2015. - Vol. 25 №. 5. - P. 1454-1459.

99. Wang Y. X., Zhang K. F., Zhen L. Step reactive sintering of Ti2AlNb based alloy with element powders //Advanced Materials Research. - Trans Tech Publications, 2013. - Vol. 690. - P. 40-43.

100. Wang Y. X., Zhang K. F., Li B. Y. Microstructure and high temperature tensile properties of Ti22Al25Nb alloy prepared by reactive sintering with element powders //Materials Science and Engineering: A. - 2014. - Vol. 608. - P. 229-233.

101. Wang G., Yang J., Jiao X. Microstructure and mechanical properties of Ti-22Al-25Nb alloy fabricated by elemental powder metallurgy //Materials Science and Engineering: A. - 2016. - Vol. 654. - P. 69-76.

102. Gu D., Shen Y. Direct laser sintered WC-10Co/Cu nanocomposites //Applied Surface Science. - 2008. - Vol. 254. №. 13. - P. 3971-3978.

103. Kasperovich G. et al. Correlation between porosity and processing parameters in TiAl6V4 produced by selective laser melting //Materials & Design. -2016. - Vol. 105. - P. 160-170.

104. Carter L. N. et al. Process optimisation of selective laser melting using energy density model for nickel based superalloys //Materials Science and Technology. - 2016. - Vol. 32. №. 7. - P. 657-661.

105. Арзамасов Б. Н., Соловьева Т. В., Герасимов С. А. Справочник по конструкционным материалам //М.: Изд-во МГТУ им. НЭ Баумана. - 2005.

106. ГОСТ 26492-85 «Прутки катаные из титана и титановых сплавов. Технические условия».

107. Kunze K. et al. Texture, anisotropy in microstructure and mechanical properties of IN738LC alloy processed by selective laser melting (SLM) //Materials Science and Engineering: A. - 2015. - Vol. 620. - P. 213-222.

108. Wu M. W., Lai P. H., Chen J. K. Anisotropy in the impact toughness of selective laser melted Ti-6Al-4V alloy //Materials Science and Engineering: A. - 2016. - Vol. 650. - P. 295-299.

109. Sufiiarov V. S. et al. Layer thickness influence on the Inconel 718 alloy microstructure and properties under selective laser melting //Tsvetnye Metally. - 2016. - Vol. 1. - P. 81-86.

110. Collins P. C. et al. Development of methods for the quantification of microstructural features in a+ P-processed a/p titanium alloys //Materials Science and Engineering: A. - 2009. - Vol. 508 №. 1-2. - P. 174-182.