Аннотация результатов, полученных в 2019 году
На первом этапе выполнения проекта проведен выбор и обоснование направлений исследований и способов решения поставленных задач. Для исследований выбраны составы новых жаропрочных сплавов (ЖС) с иерархической структурой: NiAl-8Cr-6Co-2Mo-1Nb-xHf (x = 0,3; 0,9 и 1,5 ат. % Hf) и NiAl-8Cr-6Co-xMo-1Nb-0,9Hf (x = 0, 2, 4 и 6 ат. % Mo), перспективные для применения в аддитивном производстве теплонагруженных деталей и узлов. В качестве сплава сравнения выбран сплав CompoNiAl-M5-3 состава NiAl-12Cr-6Co-0,25Hf. Из анализа литературы предложена технологическая схема получения сферических микропорошков фракции 20-45 мкм из новых ЖС, включающая синтез из элементов с получением пористых спеков, их переработку до состояния порошка и последующую плазменную сфероидизацию. В рамках проведения экспериментов по оптимизации режимов синтеза изучено влияние легирующих добавок Hf и Mo на макрокинетические характеристики горения. Показана необходимость применения механического активирования многокомпонентных реакционных смесей для снижения масштаба гетерогенности и увеличения реакционной поверхности смесей. Отмечено, что легирующая добавка Hf повышает температуру и скорость горения смеси, ускоряя взаимодействие компонентов через жидкую фазу. Используя оптимальные режимы МА СВС, измельчения и классификации продуктов синтеза получены образцы новых ЖС и сплава сравнения CompoNiAl-M5-3 в виде порошков регламентированного фракционного состава. Проведены параметрические исследования процесса сфероидизации порошка фракции 20-45 мкм из сплава сравнения в потоке термической плазмы. Наибольшая эффективность плазменной обработки до степени сфероидизации 98 % была достигнута при расходе порошка 4 г/мин и использовании Ar-16%H2 плазмы. Исследована структура и термомеханическое поведение компактных образцов, полученных с помощью горячего изостатического прессования (ГИП) синтезированных порошков. Лучшим сочетанием механических свойств при 900 °C и удовлетворительной степенью пластической деформации (ε> 10 %) характеризовались сплавы (4) NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0,9Hf (E = 122 ГПа, σпц = 328 МПа и σ0.2 = 466 МПа) и (5) NiAl-8Cr-6Co-4Mo-1Nb-0,9Hf (E = 109 ГПа, σпц = 345 МПа и σ0.2 = 436 МПа). По уровню сопротивления упругой и пластической деформациям выбранные составы значительно превосходят свойства сплава CompoNiAl-M5-3 (E = 93 ГПа и σ0.2 = 191 МПа) при той же температуре. Улучшенная высокотемпературная прочность новых ЖС обусловлена формированием иерархической трехуровневой структуры: 1й – зерна NiAl или NiAl/Cr0.5Mo0.5 размером менее 5 мкм; 2й – упрочняющие частицы α-Cr или Cr0.8(Mo)0.2, HfO2, и (Hf, Nb) размером 100-500 нм, распределенные вдоль границ зерен; 3й – упорядоченные высокодисперсные (10-80 нм) выделения α-Cr или Cr0,8(Mo)0,2, фаз Лавеса типа Cr2Nb и Гейслера состава Hf2NbCr и Ni2AlHf внутри зерен NiAl матрицы. Особенностью сплава состава 4 являлось выделение вдоль границ зерен со-направленных частиц NbCo (ОЦК: a = 3,928 Å) длинной 50-110 нм и шириной 10-30 нм. Впервые в сплавах на основе NiAl установлено образование когерентных упрочняющих частиц фазы Hf2NbCr. Проведены исследования по совершенствованию сплава CompoNiAl-M5-3 при использовании технологии центробежного СВС- литья. В качестве легирующих добавок, улучшающих пластичность и термомеханические свойства, брали смеси B+Me (Me- Re, Mo, La, Ta и Zr). Для получения сферических порошков размером менее 180 мкм за основу взята ранее апробированная авторами технологическая схема, включающая операции изготовления СВС- полуфабрикатов из оксидного сырья с применением СВС-металлургии, вакуумно-индукционного переплава (ВИП) полуфабрикатов с отливкой длинномерных электродов в стальной трубе и последующее плазменное центробежное распыление (ПЦР) электродов. Изучена кинетика реакций с восстановительной стадией и особенностей фазоразделения целевого продукта от шлаковой фазы (Al2O3) в условиях центробежного воздействия. Установлено, что полное фазоразделение с образованием слитков целевого сплава без дефектов литья достигается при значении перегрузки – 50±5g. По оптимальным режимам центробежного СВС- литья получена серия сплавов модифицированного состава NiAl-12Cr-6Co-xMe-0,1B (xMe – 0,6Re, 1,2Mo, 0,3La, 1,6Ta или 0,8Zr, ат. %). Слитки имели композиционную бимодальную структуру: 1й уровень формируют локальные выделения вязкой фазы микронного размера вдоль границ зерен; 2й уровень – дисперсионные субмикронные выделения, равномерно распределенные по объёму зерна. Ожидается, что выделения вязкой фазы повысят пластичность и трещиностойкость сплава. Наиболее предпочтительную структуру имели сплавы, легированные молибденом, танталом и рением. Найдены температурные интервалы переплава СВС- полуфабрикатов и политермы вязкости расплавов. Установлено, что рений повышает температуру плавления. Из комплексно модифицированного добавками B и Mo сплава методом ВИП с разливкой расплава в стальной кристаллизатор изготовлены бездефектные электроды (d = 72 мм, l = 650 мм) в стальной оболочке, обеспечивающей необходимые прочностные свойства при ПЦР. Проведены параметрические исследования процесса ПЦР с разделением сферических порошков (с помощью магнитной сепарации) на интерметаллидные (немагнитные) и железосодержащие порошки фракции менее 180 мкм. Максимальный выход 46 % смеси порошков целевой фракции был достигнут при частоте вращения электрода 17000 об/мин и мощности на плазматроне 75 кВт. Доля интерметаллидного порошка после магнитной сепарации составляла порядка 56 %. По совокупности свойств полученные сферические порошки рекомендованы для изготовления изделий по технологиям ГИП и селективного электронно-лучевого сплавления (СЭЛС). Проведены предварительные эксперименты по изучению влияния параметров процесса селективного лазерного сплавления (СЛС) при использовании сфероидизированного микропорошка сплава сравнения CompoNiAl-M5-3 фракции 20-45 мкм на структуру и свойства компактного материла. Определены оптимальные режимы СЛС, обеспечивающие воспроизводимое выращивание моделей роторной лопатки турбины с уровнем остаточной пористости 0,94 ± 0,30 % и отсутствием микротрещин. Показано, что ГИП обработка теплонагруженных СЛС-деталей (лопаток) из сплава сравнения приводит к смене механизма вязкопластического течения и повышает рабочую температуру на 80-85 °C за счет устранения текстуры роста зерен и выделения избыточной фазы. Установленные закономерности и технологические приемы лазерного синтеза деталей из сплава сравнения будут применены на втором этапе выполнения проекта при апробации порошков (20-45 мкм) новых ЖС составов (NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0,9Hf и NiAl-8Cr-6Co-4Mo-1Nb-0,9Hf) в технологии СЛС. Получен дисперсионно-твердеющий жаропрочный сплав Ni27Fe26Al32Cr10Co5 из композиционного сферического порошка размером 110-180 мкм при использовании ГИП с последующей термообработкой. Изучена взаимосвязь структуры и термомеханического поведения сплава при испытаниях на ползучесть. Определена регрессионная модель ползучести [ε= 5,08E-8∙σ8.3∙exp(-335E+3/(8,31∙T)], достоверно описывающая деформационное поведение сплава в интервале 500-923 °C. Согласно расчетам, температурная область применения разработанного сплава ограничена 700 °C. Таким образом, предполагаемая рабочая температура сплава Ni27Fe26Al32Cr10Co5 на 100-200 °C выше, чем для жаропрочных мартенситных 9-12 %Cr сталей (X22CrMoV 12-1, X18CrMoVNbB 9 1), что делает разработанный сплав весьма перспективным материалом для ответственных деталей паровых турбинных установок.

Аннотация результатов, полученных в 2020 году
На отчетном этапе выполнения проекта по результатам проведенных термомеханических испытаний выбран оптимальный сплав состава NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0.9Hf (ат. %), имеющий высокий уровень механических свойств при 900°C: σпц = 435±9 МПа; σ0.2 = 488±7 МПа; σв = 615±9 Мпа; ε = 62,2±1,4 %. По разработанной на первом этапе проекта интегральной технологии, основанной на высокотемпературном синтезе из элементов, в установленных для данного сплава оптимальных параметрах плазменной обработки (Iэд = 250 А (Iпл = 3,1 кВт•ч/м3) и Vп = 2,5 кг/ч) получен сферический порошок жаропрочного иерархически-структурированного сплава NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0,9Hf в количестве 2300 г. Методом плазменного центробежного распыления (ПЦР) литых электродов получены сферические микропорошки сплавов ЭП741НП и АЖК фракции 20-64 мкм, характеризующиеся минимальным количеством дефектов в виде сателлитов и пор. Порошки имеют насыпную плотность 4,93 г/см3 и 4,63 г/см3, текучесть – 12,5 с и 14,4 с, соответственно. По технологии, включающей в себя операции синтеза методом центробежной СВС-металлургии, измельчения слитка, классификации порошка, плазменную обработку, получен сферический порошок из сплава NiAl-Cr-Co-15Mo с текучестью 20,5 с и насыпной плотностью 3,95 г/см3. Методом горячего изостатического прессования (ГИП) получены компактные образцы разработанных сплавов (NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0,9Hf и NiAl-12Cr-6Co-15Mo) и стандартных жаропрочных сплавов (ЭП741НП и АЖК). ГИП- сплав NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0,9Hf имеет мелкозернистую структуру, состоящую из зерен NiAl с выделениями избыточной α-Cr фазы субмикронного размера и дисперсных выделений размером менее 1,8 мкм фаз твердых растворов (Nb, Hf) и оксида гафния HfO2, преимущественно распределенных вдоль межзеренных границ. ГИП- сплав NiAl-12Cr-6Co-15Мо имеет ячеистую структуру, схожую с исходным СВС-литым состоянием: в объеме зерен NiAl наблюдались дисперсные включения Cr(Mo) размером 7 – 10 мкм, а вдоль границ зерен –дискретные прослойки непрерывного ряда твердых растворов (Cr, Mo). ГИП- сплавы ЭП741НП и АЖК состоят из твердого раствора на основе никеля (γ-фаза) и интерметаллидной фазы Ni3Al (γ'-фаза), распределённой внутри и по границам зерен. Проведены термомеханические испытания разработанного сплава NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0,9Hf на осадку при 800, 900 и 1000 °C и высокотемпературную ползучесть при 800, 900, 1000 и 1100 °C в широком интервале приложенных напряжений. Рекордно высокий уровень механических свойств (σпц = 340 МПа; σ0.2 = 425 МПа; σв = 443 МПа и ε = 25 %) достигнут при температуре испытаний 1000 °C. Определена регрессионная модель ползучести для данного сплава: [ε=4.89E+14∙σ^5.52∙exp(-775E+3/(8.31∙T)], согласно которой спрогнозирована рабочая температура сплава, составляющая 920 °C. Методами ПЭМ ВР изучена дислокационная субструктура ГИП-образцов сплавов NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0.9Hf и ЭП741НП после испытаний на глубокую осадку при 900 °C и dε/dt = 0,001 с-1. Установлено протекание в сплаве NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0.9Hf двух основных механизмов деформаций – скольжение дислокаций и механическое двойникование. Исследование горячедеформированной структуры сплава ЭП741НП подтвердило, что контролирующим высокотемпературную ползучесть механизмом является скольжение сверхструктурных дислокаций через упрочняющие выделения γ'-фазы. Проведена оптимизация параметров процесса СЛС при использовании полученных сферических порошков сплавов NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0,9Hf, NiAl-12Cr-6Co-15Mo и ЭП741НП. В качестве оптимальных выбраны режимы, при которых подводимая энергия лазера, определяемая мощностью лазера, скоростью и интервалом сканирования, толщиной порошкового слоя, составляла 147 Дж/мм3 и 117 Дж/мм3 для сплавов NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0,9Hf и NiAl-12Cr-6Co-15Mo, соответственно. В данных режимах СЛС получены образцы сплавов, обладающие мелкозернистой структурой, с твердостью по Виккерсу 435± 25 HV и 476± 37 HV (соответственно), остаточной пористостью менее 0,3 %, и средним значением Ra менее 17 ± 3 мкм. Для сплава ЭП741НП увеличение подводимой энергии лазера также положительно сказывалось на структуре и механических свойствах. Определено влияние кристаллографической текстуры на анизотропию свойств экспериментальных образцов сплава ЭП741НП, полученных по оптимальному режиму СЛС. Установлено, что максимальными прочностными характеристиками обладают образцы, полученные под углами 90 и 45°, а минимальными – образцы, построенные под углом 0°, так как столбчатые макрозерна и трещины в их структуре, располагающиеся по границам зерен, перпендикулярны направлению растяжения образцов. Установлено, что комплексная пост-обработка, сочетающая ГИП и ТО, позволяет устранить большую часть дефектов структуры в СЛС-образцах из сплава ЭП741НП, но не приводит к полному устранению структурной анизотропии. Микроструктура СЛС-образцов после ТО и после комплексной обработки ГИП+ТО качественно не отличается. ГИП-обработка способствует снижению твердости материала после СЛС, связанному с релаксацией остаточных напряжений и рекристаллизацией субзеренной структуры, а проведение ТО как для образцов в состоянии СЛС, так и для образцов в состоянии СЛС+ГИП, способствует увеличению твердости примерно до одного уровня, что связано со структурными преобразованиями в материале. Установлено, что проведение ГИП и ТО способствует некоторому выравниванию свойств образцов с различной ориентацией, связанному с устранением дефектов структуры, при этом независимо от вида постобработки высокими показателями механических свойств обладают образцы, выращенные под углом 45 º. Исследовано термомеханическое поведение СЛС-образцов сплава ЭП741НП в зависимости от вида постобработки. Установлено, что образцы в состоянии СЛС+ТО обладают более высоким уровнем механических свойств (σв = 1090 МПа при ln(ε) = 0,206, σ0.2 = 675 МПа, σпц = 573 МПа) по сравнению с СЛС-образцами после ГИП (σв = 940 МПа при ln(ε) = 0,165, σ0.2 = 620 МПа, σпц = 530 МПа), что объясняется, в первую очередь, на порядок меньшим размером и более высокой плотностью когерентных выделений γ’-фазы, блокирующих движение дислокаций в объеме аустенитных зерен никелевой матрицы. Показано, что применение постобработки по схеме ГИП + ТО позволяет дополнительно повысить механические свойства сплава (σв, = 1127 МПа при ln(ε) = 0,211, σ0.2 = 763 МПа, σпц = 656 МПа) в результате уменьшения пористости до ~0,04 %, диффузионного залечивания микротрещин, увеличения среднего размера зерна (замедляется диффузионная ползучесть Кобла) и равномерного выделения во всем объеме матричной фазы наноразмерных (< 400 нм) когерентных частиц вторичной γ’-фазы. Установлена регрессионная модель ползучести [ε=4E+05∙σ^8,1∙exp(-815E+3/(8.31∙T)], по которой спрогнозирована рабочая температура сплава до 950 °C.

Аннотация результатов, полученных в 2021 году
Показано, что сплав NiAl-12Cr-6Co-15Mo (% ат.), полученный методом горячего изостатического прессования (ГИП), имел ячеистую структуру с вырожденной эвтектикой Cr(Fe, Mo) вдоль границ и эвтектикой [(Cr, Mo)3С + Cr(Fe, Mo)] на стыке нескольких зерен. Внутри зерен NiAl в результате дисперсионного твердения при медленном охлаждении с рабочей температуры ГИП (1350 ±20 °C) образуются выделения (Fe, Ni) размерами 1-5 мкм. По результатам испытаний на сжатие в интервале 20–1000 °C найдено, что сплав NiAl-12Cr-6Co-15Mo уступает сплаву NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0,9Hf по механическим свойствам (σ0.2 = 240 МПа против σ0.2 = 410 МПа при Tисп.=900 °C). Установлено, что скорость ползучести сплава NiAl-12Cr-6Co-15Mo описывается регрессионным уравнением [ε = 5,08∙σ^5,3∙exp(-430E+3/(8,31∙T)]. Определена рабочая температура сплава – 850 °C, что на 70 °C ниже, чем для сплава NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0,9Hf. Показано, что комплексная термообработка (ТО) ГИП-образцов сплавов ЭП741НП и АЖК, включающая закалку и старение, способствует выделению мелкодисперсной кубической γ’-фазы из γ-матрицы и карбидов типа MeC и Me23C6 в теле зерен и по их границам. Механические свойства сплава ЭП741НП, исследованные в интервале 20 – 750 °C, превышают свойства сплава АЖК, что обусловлено системой легирования. In-situ испытания на растяжение в колоне ПЭМ показали, что микроструктура сплава АЖК в состоянии СЛС+ГИП+ТО состоит из матричной γ-фазы, выделений γ’-фазы характерной кубической формы и размером до 400 нм, а также карбидов типа MeC в теле зерна и Me23C6 по границам зерен, изменяющих траекторию распространения разрушающей микротрещины и способствующих повышению прочности сплава. По результатам испытаний на глубокую осадку при 900 °C сплав имел следующие свойства: σв = 786 МПа, σ0.2 = 693 МПа. Исследования микроструктуры СЛС-образцов сплавов NiAl-12Cr-6Co-15Mo и NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0,9Hf в сечении XZ показали отсутствие кристаллографической текстуры роста зерен. Сплавы обладали гомогенной мелкозернистой структурой с выделениями упрочняющих фаз. В структуре сплава NiAl-12Cr-6Co-15Mo в отличие от сплава NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0,9Hf наблюдались границы ванн расплава – зоны максимального термического воздействия. СЛС-образцы сплава АЖК характеризовались типичной столбчато-ячеистой структурой, состоящей из разориентированных колоний со-направленных дендритов 1-го порядка, не прораставших через границу ванны расплава и менявших направление роста на границе ванн на 90°, что препятствовало эпитаксиальному росту зерна и появлению структурной анизотропии. СЛС-образцы сплава АЖК после ГИП имели зеренную структуру, представляющую собой матрицу из аустенитной γ-фазы, упрочненную выделениями γ'-фазы и карбидами типа MeC. Лазерные треки и границы ванны расплава отсутствовали. Проведение ТО способствовало формированию равноосной структуры с размером зерен до 250 мкм, измельчению γ’-фазы и изменению ее морфологии, а также образованию Cr23C6 на межзеренных границах. Проведение ГИП и ТО СЛС-образцов из сплава АЖК приводит к увеличению σв на 42 % и σ0,2 на 33 % с сохранением высокой пластичности (δ до 19,0 % и ψ до 21,1 %). Показано, что СЛС-образцы сплава NiAl-12Cr-6Co-15Mo после ГИП имели ячеистую структуру с прослойками вырожденной эвтектики Cr(Fe, Mo) вдоль границ и сеткой крупных карбидов (Cr, Mo)3С при размере ячеек матричной фазы 20-40 мкм. ГИП-обработка СЛС-образцов сплава NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0,9Hf способствовала формированию зерен размером 100-150 мкм, разделенных сеткой Hf- и Nb-содержащих фаз. В связи с образованием микротрещин внутри карбидов (Cr, Mo)3С в сплаве NiAl-12Cr-6Co-15Mo и транскристаллитных трещин в сплаве NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0,9Hf в результате закалки в воду термообработку интерметаллидных сплавов целесообразно проводить только в режиме старения. In-situ исследования сплава NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0,9Hf (СЛС+ГИП) показали образование при 600-700 °C зон Генье-Престона (ГП), являющихся предвыделениями фазы α-Cr, когерентных матричной фазе. Повышение температуры до 900 °C способствовало диффузионному росту ГП-зон с преобразованием в сферические наночастицы (Cr) размером до 50 нм и уменьшением их численной плотности. В сплаве NiAl-12Cr-6Co-15Mo при 800 °C зафиксировано зарождение предвыделений (Cr, Mo), которые при 900 °C преобразовались в когерентные матрице частицы (Cr, Mo) размером до 200 нм в длину и 40 нм в ширину. Результаты испытаний на растяжение при комнатной температуре СЛС-образцов сплавов ЭП741НП и АЖК после ГИП и закалки при температуре рекристаллизации показали, что такая постобработка способствует достижению высоких показателей временного сопротивления и относительного удлинения. Сплавы ЭП741НП и АЖК в состоянии СЛС+ГИП+ТО превосходят по механическим свойствам сплавы, полученные по традиционной гранульной металлургии (ГИП и ТО). По результатам проведенных ПЭМ ВР структура сплава NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0,9Hf в состоянии СЛС+ГИП+ТО по сравнению с ГИП-образцами характеризуется равномерным распределением упрочняющих Hf- и Nb-содержащих фаз, в т. ч. Гейслера и Лавеса. Подтверждено образование субмикронных некогерентных частиц двойного карбида (HfxNby)C, вносящего существенный вклад в механические свойства сплава при температуре выше 900 °C. Сплав NiAl-Cr-Co-15Mo (СЛС+ГИП+ТО) имел структуру, аналогичную ГИП-образцам. Механические испытания показали, что СЛС-образцы сплава NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0,9Hf после ГИП+ТО имеют высокий уровень свойств при 900 °C (σ0.2 = 498 МПа) по сравнению с ГИП-образцами (σ0.2 = 410 МПа). Результаты ПЭМ ВР-исследования структуры горячедеформированных образцов после испытаний на сжатие при 900 °C показали, что вязкопластическая деформация в славах NiAl-12Cr-6Co-15Mo и NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0,9Hf в состоянии СЛС+ГИП+ТО происходит по механизму скольжения дислокаций и контролируется высокодисперсными частицами. Для изготовления теплонагруженных деталей методом СЛС рекомендован сплав NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0,9Hf как наиболее жаропрочный и менее подверженный образованию термических трещин. Сплав АЖК (СЛС+ГИП+ТО) показал более высокий уровень механических свойств в интервале 500–1000 °C по сравнению с СЛС-образцами, что связано с выделениями мелкодисперсной γ’-фазы в объеме образцов после ГИП+ТО и уменьшением размера зерна. По результатам in situ испытаний на растяжение сплава NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0,9Hf (СЛС+ГИП) в колонне ПЭМ установлено, что разрушение произошло при 120 мкН при общем удлинении образца 11,5 %. Предел временного сопротивления при растяжении составил 1870 МПа. In situ испытания на растяжение ламелей из ЭП741НП и АЖК в состоянии СЛС+ГИП+ТО показали, что разрушение ЭП741НП происходит при нагрузке 53 мкН, а АЖК – при 23 мкН. Предел временного сопротивления ЭП741НП составил 700 МПа, а сплава АЖК – 470 МПа. Методом СЛС из порошка сплава NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0,9Hf изготовлены модели рабочей лопатки турбины и сегмента сопла жидкостного ракетного двигателя. Показана принципиальная возможность производства ответственных деталей из интерметаллидных сплавов и перспектива дальнейших исследований в направлении разработки новых составов и режимов аддитивного производства для реализации промышленного внедрения новых жаропрочных сплавов на основе NiAl. Методом СЛС изготовлены деталь типа «крыльчатка» из сплава ЭП741НП и деталь типа «эжектор» из сплава АЖК. Компьютерная томография показала отсутствие дефектов (микротрещин и пор) размером более 30 мкм в объеме деталей. Сформулированы рекомендации по применению сферических порошков нового жаропрочного сплава NiAl-8Cr-6Co-1Nb-0,9Hf в СЛС-технологии, которые включают технические требования к порошкам, технологические параметры процесса СЛС и режимы последующей газостатической и термической обработки.