Влияние оксида иттрия на микроструктуру и свойства сплава ВЖ159, полученного селективным лазерным плавлением

Введение

Селективное лазерное плавление (СЛП) является одним из наиболее перспективных методов аддитивного производства металлических изделий, позволяющим изготавливать детали сложной геометрии с минимальной последующей обработкой [1]. Технология особенно востребована для жаропрочных никелевых сплавов (ЖНС), широко применяемых в газотурбинных двигателях, энергетических установках и нефтехимическом оборудовании [2]. Однако изготовление деталей из ЖНС методом СЛП сопровождается рядом характерных проблем, таких как трещинообразование вследствие высоких термических напряжений, формирование столбчатой дендритной структуры с выраженной кристаллографической текстурой, приводящей к анизотропии свойств, а также образование ликвационных фаз (карбиды, фаза Лавеса, топологически плотноупакованные фазы) по границам дендритов и зерен [1–4].

Одним из подходов к их решению является модификация исходного порошка наночастицами тугоплавких соединений (TiB₂, TiC, Y₂O₃, La₂O₃ и др.), выступающих в качестве центров гетерогенной нуклеации при кристаллизации расплава [5; 6]. Введение таких частиц обеспечивает измельчение дендритной структуры, переход от столбчатой к эквиаксиальной морфологии зерна CET (columnar-to-equiaxed transition) и, как следствие, снижение анизотропии и повышение трещиностойкости [6; 7]. В частности, добавка TiB₂ в сплав Hastelloy X (HX) позволила подавить трещины и повысить предел прочности на 44,6 % [8], а добавка TiC в нетехнологичный сплав IN738LC [9] и HX [10] обеспечила переход к бестрещинному состоянию через гетерогенную нуклеацию.

Особый интерес представляет оксид иттрия (Y₂O₃), который обладает высокой термической стабильностью (t_пл = 2425 °C), низкой растворимостью в никелевой матрице и способностью формировать когерентные и полукогерентные дисперсоиды нанометрового масштаба [5; 11]. Добавка Y₂O₃ в сплав HX полностью устранила трещинообразование и повысила предел прочности с 982 до 1405 МПа при одновременном измельчении зерна со 130 до 89 мкм [12]. Аналогичный эффект подавления трещин наблюдался в нетехнологичном сплаве IN738LC при введении всего 0,05 %¹ Y₂O₃ [13]. В сплаве IN718 оптимальное содержание Y₂O₃ составило 1,0 %, обеспечив снижение пористости и рост микротвердости, тогда как при его увеличении до 1,5 % наблюдалась агломерация частиц [14]. Кроме того, добавка Y₂O₃ улучшает жаростойкость в сплаве HX, устраняет кислородное охрупчивание границ зерен и повышает ресурс ползучести [15]. Систематические исследования показали, что Y₂O₃ реализует несколько механизмов упрочнения: дисперсное (механизм Орована), измельчение зерна и закрепление границ зерен при высокотемпературной обработке (механизм Зенера) [5; 16; 17].

В работе [11] показано, что при СЛП частицы Y₂O₃ частично разлагаются в расплаве и рекристаллизуются в виде вторичных дисперсоидов нанометрового масштаба (~16 нм), обогащенных никелем и иттрием. Это означает, что распределение и морфология оксидных включений в готовом изделии могут существенно отличаться от исходного порошка. Авторы [18] исследовали влияние добавки 1 % Y₂O₃ на формирование структуры сплава IN718 при СЛП и установили переход дендритной морфологии от ячеистой к столбчатой при увеличении плотности энергии, что связано с конкуренцией между скоростью нуклеации на частицах и скоростью роста кристаллов. Тем не менее систематические исследования влияния Y₂O₃ на дисперсионно-твердеющие ЖНС типа ВЖ159, включающие изучение влияния на свойства в состоянии как после печати, так и после термической обработки, в литературе отсутствуют.

Сплав ВЖ159 – слабостареющий свариваемый жаропрочный никелевый материал системы Ni–Cr–Mo–Nb–Al (марка ХН58МБЮ), разработанный для длительной работы при температурах до 800–900 °C [19]. По составу и уровню легирования он относится к классу слабостареющих сплавов и близок к зарубежным аналогам Inconel 625 и Haynes 263, а по рабочим температурам сопоставим со сплавами Waspaloy и Rene 41. При этом он содержит пониженное количество γ′-образующих элементов (Al, Ti), что определяет умеренную объемную долю упрочняющей γ′-фазы и сохранение запаса пластичности после термической обработки. Исследования [19–22] показали перспективность его изготовления методом СЛП, однако отмечается формирование выраженной столбчатой структуры [23] и необходимость оптимизации параметров процесса [24]. Ранее нами было изучено влияние добавки TiB₂ на свойства ВЖ159 при СЛП: при содержании более 0,5 % TiB₂ наблюдалось резкое снижение пластичности (δ < 2 %), несмотря на рост прочности [25]. Данный результат мотивировал поиск альтернативного модификатора, способного обеспечить измельчение структуры без существенной деградации пластичности.

Несмотря на удовлетворительную технологичность ВЖ159 при СЛП, для него, как и для других ЖНС, характерны выраженная столбчатая структура с кристаллографической текстурой \(\left\langle {001} \right\rangle \) и анизотропия свойств [23], а после стандартной термической обработки относительное удлинение снижается до ~10 % при значительном разбросе, обусловленном неоднородным ростом зерен. Устранение этих недостатков без потери прочности определяет актуальность модифицирования сплава дисперсными термостабильными наночастицами. При этом сопоставление действия оксидного (Y₂O₃) и боридного (TiB₂ [25]) модификаторов для одного и того же промышленного сплава ВЖ159 ранее не проводилось, что составляет научную новизну настоящей работы. Таким образом, ее целью являлось исследование влияния добавки 1 % нанопорошка Y₂O₃ на плотность, микроструктуру и механические свойства сплава ВЖ159, полученного методом СЛП, в состоянии после печати и после термической обработки (закалка + старение).

Материалы и методика исследований

В качестве исходного материала использовали газоатомизированный порошок жаропрочного никелевого сплава ВЖ159 (фракция 15–45 мкм, сферическая морфология частиц) производства ООО «Сферам» (Россия). Его химический состав по ТУ 14-131-1042-2008 следующий, мас. %:

Ni . . . . .    основа        Fe . . . . .    до 3,0

Cr . . . . .    26,0–28,0        C . . . . . .    0,04–0,08

Mo . . . .    7,0–7,8        Si . . . . .     до 0,8

Nb . . . . .    2,7–3,4        Mn . . . .    до 0,5

Al . . . . .    1,25–1,55        B . . . . . .    до 0,005

Mg, Y и La вводятся по расчету и химическим анализом не определяются.

Для модификации применяли нанопорошок оксида иттрия Y₂O₃ (чистота 99,8 %, средний размер частиц ~50 нм, ООО «Платина», Россия). Смешивание порошков проводили в планетарной мельнице при массовом соотношении шары : порошок = 1:1 в течение 2 ч и скорости вращения 200 об/мин для обеспечения равномерного распределения наночастиц по поверхности частиц порошка ВЖ159.

Морфологию порошковой смеси после смешивания контролировали методом растровой электронной микроскопии (РЭМ). По ее результатам установлено, что наночастицы Y₂O₃ равномерно декорируют поверхность сферических частиц ВЖ159, при этом форма и гранулометрический состав базовых частиц (15–45 мкм) сохраняются, признаков их разрушения или пластической деформации не выявлено.

Образцы изготавливали на установке селективного лазерного плавления 3DLam MINI (Санкт-Петербург, Россия), оснащенной иттербиевым волоконным лазером IPG мощностью до 300 Вт (длина волны 1070 нм, диаметр пятна ~80 мкм). Процесс проводили в среде аргона при остаточном содержании кислорода менее 0,1 %. Толщина слоя составляла 40 мкм, расстояние между штрихами (хэтч) – 120 мкм. Стратегия сканирования: зигзаг с поворотом на 67° между слоями.

Для определения оптимальных параметров процесса были исследованы 10 режимов с мощностью лазера 200–280 Вт и скоростью сканирования 320–700 мм/с, что соответствует диапазону объемной плотности энергии E_V = P/(Vht) от 74 до 169 Дж/мм³. Параметры режимов приведены в табл. 1. Кубические образцы размером 10×10×10 мм использовали для определения плотности, цилиндрические заготовки (Ø12×70 мм) – для изготовления образцов на растяжение. Подложка была из нержавеющей стали 316L. Для каждого режима были изготовлены образцы как из чистого порошка ВЖ159, так и из смеси ВЖ159 + 1 % Y₂O₃ (3 повторные печати для композиционного состава).

Термическая обработка (ТО) включала закалку при t = 1200 °C в течение 1 ч с охлаждением на спокойном воздухе и последующее 2-ступенчатое старение при 900 °C (5 ч) + 750 °C (16 ч). Обработку проводили в печи Carbolite Gero (модель LHTG 200-300/22-1G, Германия).

Плотность (ρ) образцов определяли методом гидростатического взвешивания в дистиллированной воде при температуре 23 °C (плотность воды 0,99754 г/см³) в соответствии с принципом Архимеда. Для каждого образца проводили не менее 2 независимых измерений, результаты усредняли. Относительную плотность (ρ_отн) рассчитывали как отношение измеренной плотности к теоретической сплава ВЖ159, принятой равной 8,20 г/см³ на основании данных производителя (ВИАМ). Дополнительно качество образцов оценивали методом растровой электронной микроскопии (РЭМ) по полированным шлифам для визуализации пористости и характера дефектов.

Микроструктуру исследовали методом РЭМ на микроскопе TESCAN MIRA 3 (Чехия), оснащенном детектором энергодисперсионной спектроскопии (ЭДС) Oxford Instruments X-Max (Великобритания). Исследования проводили в режиме обратнорассеянных электронов (BSE) при ускоряющем напряжении 20 кВ для визуализации фазового контраста и во вторичных электронах (SE) для оценки топографии поверхности. Образцы вырезали в продольном направлении (параллельно направлению построения Z), шлифовали и полировали до зеркального блеска.

Микротвердость измеряли по Виккерсу (HV) при нагрузке 0,5 кгс (4,905 Н) и времени выдержки 10 с на микротвердомере. На каждом образце выполняли не менее 5 уколов в произвольных точках поперечного сечения. Результаты представляли в виде среднего арифметического и стандартного отклонений.

Механические испытания на растяжение проводили при комнатной температуре (20 ± 2 °C) на универсальной испытательной машине Zwick/Roell Z100 (максимальная нагрузка 100 кН) со скоростью перемещения траверсы 1 мм/мин в соответствии с ГОСТ 1497-84. Цилиндрические заготовки (Ø12×70 мм) изготавливали методом СЛП с направлением оси вдоль направления построения Z, затем механически обрабатывали до диаметра рабочей части 4 мм и расчетной длины 20 мм. Испытывали по 6 образцов каждого состава в каждом состоянии (после печати и после термической обработки). Определяли условный предел текучести σ_0,2 (при 0,2 % остаточной деформации), предел прочности σ_в (максимальное напряжение) и относительное удлинение при разрушении δ. Инженерное напряжение рассчитывали как отношение приложенной силы к начальной площади поперечного сечения образца, деформацию – как отношение удлинения к начальной расчетной длине.

Результаты и их обсуждение

Влияние Y₂O₃ на плотность

На рис. 1 представлена зависимость плотности образцов от объемной плотности энергии для сплава ВЖ159 и композиции ВЖ159 + 1 % Y₂O₃ . Для чистого сплава высокая относительная плотность (≥99,8 %) достигается уже при E_V = 83 Дж/мм³ и сохраняется во всем исследованном диапазоне энергии. Плотность чистого ВЖ159 составляет 8,13–8,18 г/см³ (99,1–99,8 % от теоретической), что свидетельствует о его высокой технологичности при СЛП.

Добавка 1 % Y₂O₃ существенно изменяет характер зависимости плотности ρ(E_V). При низких значениях E_V (74–97 Дж/мм³) плотность композиции значительно ниже, чем у чистого сплава: 7,89–8,01 г/см³ (96,3–97,6 %), что указывает на формирование пор типа lack-of-fusion вследствие недостаточного проплавления порошка. Это может быть связано с тем, что частицы Y₂O₃ изменяют реологию расплава и поглощение лазерного излучения [1; 26]. С ростом величины E_V плотность композиционного состава монотонно увеличивается и достигает плато при E_V ≥ 127 Дж/мм³ (8,15–8,16 г/см³, 99,3–99,5 %). Таким образом, добавка Y₂O₃ смещает оптимальное окно плотности энергии в область более высоких значений: для достижения относительной плотности ρ_отн > 99 % необходимо E_V ≥ 127 Дж/мм³ (режим 6) вместо 83 Дж/мм³ (режим 2) для чистого сплава.

Аналогичная тенденция наблюдалась при введении Y₂O₃ в сплав IN718 [14]: при его содержании 1,0 % достигалось снижение пористости по сравнению с добавками 0,4 и 1,5 %, однако оптимальные параметры процесса также смещались к более высоким значениям E_V. Авторы [26] отмечали эффект «активного флюса» Y₂O₃ в IN625, приводящий к расширению сварочной ванны и улучшению проплавления при достаточной плотности энергии.

На поперечных шлифах образцов, исследованных методом РЭМ, подтверждается различие пористости. При низких значениях E_V (74 Дж/мм³) в композиционном составе наблюдаются крупные, неправильной формы поры типа lack-of-fusion, свидетельствующие о неполном проплавлении порошкового слоя. При оптимальных режимах (E_V = 127 Дж/мм³) пористость обоих составов минимальна и представлена преимущественно сферическими газовыми порами диаметром менее 20 мкм. При высоких значениях E_V (169 Дж/мм³) в отдельных образцах обнаруживаются единичные поры типа keyhole, характерные для режимов с избыточным подводом энергии [1].

Микроструктура

На рис. 2 представлена дендритно-ячеистая микроструктура чистого сплава ВЖ159 и композиции ВЖ159 + 1 % Y₂O₃ в состоянии после печати, полученная методом РЭМ в режиме BSE при увеличении 10 000^× и приведенная к единому физическому полю зрения ~22 мкм для прямого визуального сравнения. Образец без добавки характеризуется типичной для СЛП ячеистой/дендритной структурой затвердевания с ярко выраженной однонаправленной ориентацией ячеек: видны протяженные параллельные первичные дендритные ячейки, ориентированные преимущественно вдоль направления теплоотвода (направление Z), с первичным междендритным расстоянием λ₁ = 1,2 ± 0,3 мкм (оценка методом случайных секущих). В режиме BSE по границам дендритных ячеек различим светлый композиционный контраст, соответствующий сегрегации тяжелых элементов (Mo, Nb) в междендритные области [2; 20]; поперечных вторичных ветвей практически не наблюдается, что характерно для высокоградиентной направленной кристаллизации при температурном градиенте G > 10⁶ К/м [1].

Добавка 1 % Y₂O₃ качественно изменяет картину затвердевания материала (рис. 2, б): направленная протяженная ячеистая текстура становится менее упорядоченной, ячейки приобретают более короткий/фрагментированный характер, а на поверхности шлифа отчетливо видны равномерно распределенные темноконтрастные мелкодисперсные включения, отсутствующие в чистом сплаве. При сохранении порядка первичного расстояния λ₁ ~ 1÷2 мкм (что ожидаемо при доминирующем влиянии скорости охлаждения СЛП на λ₁) наблюдается разрушение эпитаксиальной непрерывности ячеек, что согласуется с действием Y₂O₃ как источника гетерогенной нуклеации в расплаве. Аналогичный эффект описан при добавке Y₂O₃ в сплавах HX [12] и IN718 [18]: переход от длинных столбчатых ячеек к более коротким/эквиаксиальным объяснялся увеличением плотности центров кристаллизации. Согласно модели свободного роста [6] для эффективного измельчения зерна частицы-инокулянты должны быть равномерно распределены в расплаве и иметь достаточно низкое несоответствие решеток с кристаллизующейся фазой.

При высоком увеличении (см. рис. 2) в режиме BSE в составе композиции ВЖ159 + 1 % Y₂O₃ наблюдаются мелкодисперсные темноконтрастные включения, распределенные как внутри дендритных ячеек, так и по их границам. Уверенно разрешаемый при данном увеличении размер включений составляет ~100÷500 нм (нижний предел ограничен пиксельным разрешением 29,6 нм и шумом BSE-детектора; более мелкие частицы могут присутствовать, но не разрешаются без TEM). Темный контраст в BSE согласуется с присутствием низкоатомной оксидной фазы Y₂O₃ (средний Z ≈ 13) на фоне никелевой матрицы (средний Z ≈ 24÷42), однако однозначная идентификация Y-содержащих фаз требует применения просвечивающей электронной микроскопии. При размере включений ≤ 100÷500 нм локальный ЭДС-анализ малоинформативен, поскольку область генерации характеристического рентгеновского излучения (~1÷2 мкм при 20 кВ) превышает размер частиц и захватывает окружающую матрицу. Рентгенофазовый анализ в данном случае также не подходит, так как при объемной доле Y₂O₃ ~1,6 % содержание оксидной фазы лежит ниже порога обнаружения метода (~2–5 об. %), а ее рефлексы перекрываются с рефлексами никелевой матрицы. Данное наблюдение качественно согласуется с гипотезой о частичном растворении нанопорошка Y₂O₃ в расплаве и повторном его выделении при кристаллизации, описанной авторами [11]. В чистом сплаве ВЖ159 подобные мелкие включения не наблюдаются, а фазовый контраст определяется преимущественно сегрегацией тяжелых элементов (Mo, Nb) в междендритные области [2; 20]. Различия в визуальной рельефности панелей (см. рис. 2) обусловлены разной глубиной химического травления шлифов, проведенного в рамках стандартной пробоподготовки. Отметим, что оба снимка получены в идентичных условиях BSE-регистрации (20 кВ, идентичные настройки детектора).

После термической обработки в образцах обоих составов наблюдается выделение упрочняющих фаз и формирование развитой системы межзеренных и внутризеренных границ. На обзорных снимках (рис. 3, а, б) в чистом сплаве ВЖ159 различимы протяженные границы зерен с внутризеренной дисперсией γ′-фазы, а в составе с Y₂O₃ на фоне матрицы фиксируется значительно более плотное распределение мелкодисперсных темноконтрастных частиц по всему полю наблюдения. При высоком увеличении (рис. 3, в, г) в чистом ВЖ159 по границам зерен видны крупные карбидные/боридные выделения, тогда как в составе с Y₂O₃ наблюдается однородная нанодисперсия включений, декорирующих как матрицу, так и границы зерен. Такая морфология соответствует механизму Зенера: мелкодисперсные частицы оксида могут препятствовать миграции границ зерен при высокотемпературной выдержке, ограничивая аномальный рост зерна [17]. В случае сплава IN718 авторы [17] сообщают об уменьшении среднего размера зерна на 28–34 % при добавке Y₂O₃. Количественная оценка методом случайных секущих показала, что средний размер зерна после ТО составляет 42 ± 18 мкм для чистого ВЖ159 (с отдельными аномально крупными зернами до ~80 мкм) и 28 ± 9  мкм для композиции ВЖ159 + 1 % Y₂O₃ (снижение на ~33 % при заметно меньшем разбросе, см. табл. 2), что согласуется с данными [17]. Детальное картирование зеренной структуры методом EBSD является предметом дальнейших исследований.

Важной особенностью, наблюдаемой на рис. 3, а, является наличие в образце ВЖ159 после ТО протяженных темных линейных разрывов, морфология и ориентация которых согласуются с горячими микротрещинами кристаллизационного/деформационно-возвратного происхождения, типичными для ЖНС при СЛП с последующей ТО [1; 23]. Подобные дефекты хорошо известны для сплавов системы Ni–Cr–Mo–Nb с высоким содержанием ликвирующих элементов вследствие значительной термической и остаточной деформации при СЛП. На снимках композиции ВЖ159 + 1 % Y₂O₃ (рис. 3, б, г) аналогичные трещины в поле наблюдения отсутствуют, что качественно согласуется с данными по подавлению горячего растрескивания при добавке оксидных наночастиц в сплавы Hastelloy X [12] и IN738LC [13]. Этот эффект связывают как с измельчением дендритной структуры и снижением ширины зоны хрупкости при кристаллизации, так и со стабилизирующим действием наночастиц на границах зерен при охлаждении. Подробный количественный анализ плотности трещин в настоящей работе не проводился, однако указанное визуальное различие подтверждает потенциал Y₂O₃ как модификатора, снижающего склонность ЖНС к растрескиванию при аддитивном производстве.

Микротвердость

На рис. 4 представлены результаты измерения микротвердости чистого сплава ВЖ159 и композиции ВЖ159 + 1 % Y₂O₃ в состоянии после печати. Для чистого образца она составляет 271–292 HV (среднее 281 ± 7 HV по 9 режимам) и практически не зависит от плотности энергии, что свидетельствует о стабильности фазового состава и уровня дисперсности структуры при различных параметрах процесса. Полученные значения согласуются с данными работы [24] для ВЖ159 после СЛП (270–310 HV). Для композиции ВЖ159 + 1 % Y₂O₃ микротвердость измеряли на 7 режимах: 4 – из первой печати (шаг штриховки h = 0,12 мм, E_V = 74÷117 Дж/мм³) и 3 из третьей печати (оптимизированный шаг h = 0,10 мм, E_V = 117÷130 Дж/мм³, ρ_отн = 99,3÷99,6 %).

Для составов с добавкой TiB₂ ранее [25] было показано значительное увеличение микротвердости (до 365 HV при 2 %-ном содержании TiB₂) за счет формирования боридных включений. В работе [27] сплав IN718 продемонстрировал рост твердости с 443 до 530 HV при добавке 2 % Y, что может быть связано с дисперсным упрочнением и измельчением зерна. Низкая зависимость микротвердости от величины E_V в исследованном диапазоне (74–169 Дж/мм³) свидетельствует о том, что при всех режимах достигаются сопоставимые скорости охлаждения, достаточные для формирования пересыщенного твердого раствора с аналогичным уровнем дефектности кристаллической решетки. Следует отметить, что для СЛП-образцов микротвердость определяется преимущественно вкладом твердорастворного упрочнения и субструктурного упрочнения (дислокационными ячейками), тогда как дисперсионное упрочнение γ′-фазой реализуется лишь после термической обработки [2; 20].

Для композиции ВЖ159 + 1 % Y₂O₃ при неоптимальной печати (h = 0,12 мм) микротвердость составила 254–270 HV (среднее значение 265 ± 7 HV), что на ~6 % ниже результатов для чистого сплава при сопоставимой плотности энергии. Это может быть связано с остаточной пористостью типа lack-of-fusion в образцах первой печати (ρ_отн = 96,3÷99,5 %): индентор частично проваливается в микропоры, занижая измеряемое значение. При оптимизированных параметрах третьей печати (h = 0,10 мм, ρ_отн = 99,3÷99,6 %) микротвердость композиции составила 279–284 HV (среднее 282 ± 3 HV) и в пределах погрешности совпадает со значениями для чистого сплава (281 ± 7 HV). Таким образом, в состоянии после печати дисперсное упрочнение наночастицами Y₂O₃ не дает заметного вклада в этот показатель. Полученный результат физически обоснован: при скоростях охлаждения 10⁵–10⁶ К/с упрочняющая γ′-фаза в образцах ВЖ159 не выделяется. Вклад дисперсного упрочнения частицами Y₂O₃ (~1,6 об. %) в предел текучести оценивали по соотношению Орована–Эшби:

\[\Delta {\sigma _{{\rm{Op}}}} = 0,4MGb\frac{{\ln \left( {d{\rm{/}}b} \right)}}{{\pi \lambda \sqrt {1 - \nu } }},\]

где M = 3,06 – фактор Тейлора; G ≈ 80 ГПа – модуль сдвига матрицы; b ≈ 0,25 нм – модуль вектора Бюргерса; ν = 0,3 – коэффициент Пуассона; d ≈ 100 нм – средний диаметр частиц Y₂O₃; λ ≈ 0,6÷1,1 мкм – среднее расстояние между частицами. Расчет дает Δσ_Ор ≈ 50÷100 МПа [16]. Это соответствует приросту микротвердости всего на 5–10 HV, что лежит в пределах разброса измерений. Эффект добавки Y₂O₃ на прочностные характеристики реализуется только после термической обработки (см. следующий раздел), когда дисперсные частицы стабилизируют мелкозернистую структуру по механизму Зенера и вносят прямой вклад в сопротивление движению дислокаций [17]. В работе [14] по сплаву IN718 + Y₂O₃ рост микротвердости на 15–20 % наблюдался именно в состоянии после ТО, а не после печати.

После термической обработки микротвердость возрастает у обоих составов вследствие выделения упрочняющей γ′-фазы: для чистого ВЖ159 она составляет 363 ± 8 HV, для ВЖ159 + 1 % Y₂O₃ – 357 ± 12 HV, т.е. в пределах погрешности значения совпадают. Это подтверждает, что вклад Y₂O₃ в финальном состоянии реализуется не через прямое дисперсное упрочнение матрицы (при малой объемной доле ~1,6 об. %), а через стабилизацию мелкозернистой структуры по механизму Зенера и проявляется преимущественно в характеристиках растяжения, а не в микротвердости.

Механические свойства в состоянии после печати

На рис. 5 представлены инженерные кривые «напряжение–деформация» при растяжении образцов чистого ВЖ159 и ВЖ159 + 1 % Y₂O₃ в состоянии после печати. Средние значения механических свойств при комнатной температуре приведены в табл. 3. Чистый сплав ВЖ159 после СЛП демонстрирует предел текучести σ_0,2 = 584 ± 3 МПа, предел прочности σ_в = 928 ± 15 МПа и высокое относительное удлинение δ = 35,9 ± 0,6 %, что согласуется с данными [19; 24].

Добавка в исходный сплав 1 % Y₂O₃ практически не изменяет предел текучести (573 МПа, n = 5, Δ = –2 %) и предел прочности (923 МПа, n = 5, Δ < 1 %). Относительное удлинение снижается до 30,6 % n = 5 (–15 %). Один из 6 образцов (безТО-2) показал аномально низкие значения (σ_в = 817 МПа, δ = 12,6 %), что связано, по-видимому, с внутренним дефектом (крупная пора или несплавление), поэтому он был исключен из средних значений по критерию Диксона (Q_расч = 0,92 > Q_крит = 0,56 при n = 6, α = 0,05). Характер кривых растяжения обоих составов идентичен: выраженная площадка текучести отсутствует, наблюдается протяженная стадия равномерной деформации, что типично для никелевых сплавов с аустенитной матрицей.

Полученные результаты принципиально отличаются от ранее наблюдавшегося эффекта при введении TiB₂: добавка всего 0,5 % TiB₂ в сплав ВЖ159 приводила к падению относительного удлинения до 2,7 %, а при введении 1,5–2,0 % – до значений δ ˂ 1 % [25]. В случае Y₂O₃ снижение пластичности составило лишь 15 % при сохранении абсолютного уровня δ > 30 %, что является приемлемым для большинства практических применений. Сохранение высокой пластичности объясняется тем, что Y₂O₃ не образует хрупких протяженных включений на границах зерен в отличие от TiB₂, который формирует непрерывные сетки боридов [7; 25].

Характерной особенностью кривых растяжения обоих составов в состоянии после печати является наличие протяженной стадии деформационного упрочнения. Коэффициент деформационного упрочнения n, определенный из соотношения Холломона σ = Kεⁿ (где K – коэффициент прочности, МПа; ε – деформация) в интервале равномерной пластической деформации, составляет ~0,35÷0,40 для обоих составов, что типично для однофазных аустенитных материалов. Высокая способность к деформационному упрочнению обеспечивает запас несущей способности и предупреждает о начале разрушения постепенным образованием шейки. Снижение величины δ при добавке Y₂O₃ может быть обусловлено несколькими факторами: наличием оксидных включений, являющихся потенциальными инициаторами трещин при высоких степенях деформации; некоторым повышением плотности дислокаций вследствие разницы коэффициентов термического расширения (КТР) матрицы и оксидных частиц; возможной долей остаточной пористости. Тем не менее абсолютное значение δ > 30 % остается весьма высоким и значительно превышает типичные требования для конструкционных ЖНС (δ ≥ 5÷10 %).

Механические свойства после термической обработки

На рис. 6 представлены кривые растяжения после ТО (закалка + старение). Термическая обработка приводит к значительному повышению прочности обоих составов за счет выделения упрочняющих фаз γ′ и/или карбидов при старении [2; 20]. Однако характер отклика на ТО принципиально различается.

Термообработка для чистого ВЖ159 повышает значения σ_0,2 с 584 до 787 МПа (+35 %) и σ_в – с 928 до 1122 МПа (+21 %) при снижении δ с 35,9 до 9,9 %, что является типичным соотношением прочность–пластичность для дисперсионно-твердеющих ЖНС [20]. Обращает на себя внимание существенный разброс значений пластичности среди образцов чистого сплава (от 5,5 до 12,5 %), что может быть связано с неоднородностью рекристаллизованной структуры и ростом отдельных зерен до крупных размеров.

Состав ВЖ159 + 1 % Y₂O₃ после ТО демонстрирует значительно более высокие показатели: σ_0,2 = 865 МПа (+10 % относительно чистого ВЖ159 после ТО), σ_в = 1170 МПа (+4 %) и, что особенно важно, δ = 15,5 % (+57 % по сравнению с 9,9 % для чистого сплава). Таким образом, добавка Y₂O₃ позволяет одновременно повысить и прочность, и пластичность после ТО, что является редким и ценным эффектом, обычно труднодостижимым из-за инверсного соотношения прочности и пластичности [28].

Данный эффект объясняется совокупным действием нескольких механизмов. Во-первых, дисперсные частицы Y₂O₃ закрепляют границы зерен при ТО (механизм Зенера), предотвращая аномальный рост зерна и обеспечивая более однородную мелкозернистую структуру [17]. Во-вторых, мелкое зерно способствует более равномерному выделению упрочняющих фаз и увеличивает общую протяженность границ зерен, выступающих барьерами для распространения трещин (упрочнение по Холлу–Петчу). В-третьих, дисперсные оксиды непосредственно затрудняют движение дислокаций по механизму Орована, вклад которого, согласно оценкам в работе [16], составляет до 72 % от общего дисперсного упрочнения Y₂O₃ в IN718.

Авторы [28] наблюдали аналогичный эффект одновременного повышения прочности и пластичности в композиции HX + Y₂O₃ при t = 750 °C (σ_в = 619 МПа, δ = 52 %) и связывали его с повышением энергии активации рекристаллизации со 149 до 279 кДж/моль, что замедляет рост зерен при высокотемпературной обработке. В нашем случае, несмотря на другой сплав и другую температуру испытаний, основной механизм – стабилизация мелкозернистой структуры дисперсными частицами при ТО, по-видимому, аналогичен.

Следует отметить, что повышение пластичности сплава с Y₂O₃ после ТО может быть также связано с более однородным распределением упрочняющих фаз. В крупнозернистой структуре чистого ВЖ159 после ТО выделение γ′-фазы и карбидов происходит преимущественно по границам зерен и в приграничных зонах, что создает локальные концентрации напряжений при деформации. Напротив, в мелкозернистой структуре состава с Y₂O₃ упрочняющие фазы распределены более равномерно по объему материала, что обеспечивает более гомогенную деформацию и, как следствие, повышенную пластичность. Аналогичный эффект описан в работе [27] для сплава IN718 с добавкой иттрия, где при оптимальном ее содержании (0,1 %) наблюдалось одновременное улучшение прочности и пластичности.

Существенный разброс значений механических свойств среди образцов чистого ВЖ159 после ТО (σ_в = 1061÷1152 МПа, δ = 5,5÷12,5 %) заслуживает отдельного обсуждения. Такой разброс характерен для образцов СЛП после рекристаллизационной термической обработки и обусловлен стохастическим характером роста зерен: при отсутствии закрепляющих частиц отдельные зерна могут вырастать до аномально крупных размеров, создавая слабые звенья в микроструктуре [4]. Добавка Y₂O₃ устраняет эту проблему за счет эффекта Зенера, обеспечивая более однородный и предсказуемый размер зерна, что подтверждается меньшим разбросом механических свойств (σ_в = 1158÷1185 МПа, δ = 13,2÷19,7 %).

Для обобщения полученных данных целесообразно рассмотреть конкурирующие механизмы влияния Y₂O₃ на комплекс свойств сплава ВЖ159 в зависимости от его состояния (после печати и после ТО). После печати структура обоих составов представлена пересыщенным твердым раствором γ-Ni с дислокационными ячейками и сегрегацией легирующих элементов (W, Mo, Cr) в междендритные области [20]. Упрочняющая γ′-фаза при СЛП не выделяется вследствие высоких скоростей охлаждения (10⁵–10⁶ К/с). В этих условиях основными механизмами упрочнения являются твердорастворное, субструктурное (дислокационные ячейки) и, в случае состава с Y₂O₃, дисперсное (механизм Орована). Поскольку объемная доля Y₂O₃ невелика (~1,6 об. %), вклад дисперсного упрочнения в предел текучести оценивается как Δσ_Ор ≈ 50÷100 МПа [16], что согласуется по порядку с наблюдаемой разницей в σ_0,2 между составами. Одновременное снижение пластичности на 15 % указывает на то, что оксидные включения выступают концентраторами напряжений при больших деформациях, однако не инициируют преждевременного хрупкого разрушения.

После ТО ситуация кардинально изменяется. Выделение упрочняющей γ′-фазы при 2-ступенчатом старении обеспечивает основной прирост прочности (значение σ_0,2 возрастает на 35–51 %). При этом в составе с Y₂O₃ реализуется синергетический эффект: дисперсные оксиды стабилизируют мелкозернистую структуру (эффект Зенера), мелкое зерно обеспечивает упрочнение по Холлу–Петчу и более однородное распределение γ′-выделений, а сами оксиды дополнительно вносят вклад через механизм Орована. Суммарный эффект – одновременное повышение прочности и пластичности – демонстрирует, что Y₂O₃ преодолевает классическое инверсное соотношение прочности и пластичности, характерное для монолитных ЖНС. Подобный эффект ранее наблюдался для составов HX + Y₂O₃ [28] и IN718 + Y₂O₃ [14; 17], но для сплава ВЖ159 описывается впервые.

Результаты сравнения механических свойств

На рис. 7 представлена сводная диаграмма механических свойств всех исследованных составов с учетом их состояний. После печати различия между образцами ВЖ159 и ВЖ159 + 1 % Y₂O₃ минимальны (Δσ_в < 1 %), тогда как после ТО модификация Y₂O₃ обеспечивает существенное преимущество как по прочности (+10 % по σ_0,2 +4 % по σ_в), так и по пластичности (+57 % по δ). Это указывает на то, что основной положительный эффект Y₂O₃ проявляется именно при термической обработке, когда дисперсные частицы оксида реализуют свою стабилизирующую функцию на границах зерен.

Заключение

Исследовано влияние добавки 1 % нанопорошка Y₂O₃ на микроструктуру и свойства жаропрочного никелевого сплава ВЖ159, полученного методом селективного лазерного плавления. Получены следующие результаты:

1. Добавка Y₂O₃ смещает окно оптимальных параметров процесса в область более высоких значений объемной плотности энергии: для достижения относительной плотности ρ_отн > 99 % необходимо E_V ≥ 127 Дж/мм³ (против 83 Дж/мм³ для чистого сплава). Максимальная плотность композиции составляет 8,16 г/см³ (99,5 %).

2. Введение в состав Y₂O₃ обеспечивает измельчение дендритной структуры за счет гетерогенной нуклеации. После термической обработки дисперсные частицы оксида подавляют рост зерен по механизму Зенера, сохраняя более мелкозернистую структуру по сравнению с чистым сплавом.

3. В состоянии после печати микротвердость композиции ВЖ159 + 1 % Y₂O₃ при оптимальных параметрах процесса (h = 0,10 мм, ρ_отн = 99,3÷99,6 %) составляет 282 ± 3 HV и в пределах погрешности совпадает с микротвердостью чистого сплава (281 ± 7 HV). При неоптимальной печати (h = 0,12 мм) микротвердость композиции снижается на ~6 % из-за остаточной пористости типа lack-of-fusion. Дисперсное упрочнение наночастицами Y₂O₃ по Орвану дает прирост всего ~5–10 HV и в состоянии после печати не превышает разброс измерений. Основной эффект Y₂O₃ проявляется после термической обработки.

4. В состоянии после печати добавка Y₂O₃ практически не влияет на предел прочности (Δσ_в < 1 %), но снижает пластичность с 35,9 до 30,6 %. В отличие от TiB₂, который уже при содержании 0,5 % вызывает резкое падение δ до 2,7 % [25], введение Y₂O₃ сохраняет приемлемый уровень пластичности.

5. После термической обработки (закалка + старение) состав композиции ВЖ159 + 1 % Y₂O₃ демонстрирует одновременное повышение предела текучести на 10 % (865 МПа), предела прочности на 4 % (1170 МПа) и относительного удлинения на 57 % (15,5 %) по сравнению с чистым сплавом. Одновременное повышение прочности и пластичности обусловлено стабилизацией мелкозернистой структуры дисперсными частицами Y₂O₃ при ТО (подавление роста зерна повышает прочность по механизму Холла–Петча и способствует более однородной деформации, что положительно влияет на пластичность) в сочетании с дисперсным упрочнением по механизму Орована.

Таким образом, оксид иттрия является перспективным модификатором для жаропрочного никелевого сплава ВЖ159, получаемого методом СЛП. В отличие от ранее исследованного TiB₂ [25], добавка Y₂O₃ не приводит к значительному снижению пластичности и обеспечивает выраженное улучшение комплекса механических свойств после термической обработки. Полученные результаты открывают возможности для создания композиционных составов на основе ВЖ159 с повышенным ресурсом для деталей газотурбинных двигателей и энергетических установок. Дальнейшие исследования целесообразно направить на изучение высокотемпературных механических свойств (ползучесть, длительная прочность), а также на оптимизацию содержания Y₂O₃ и режимов термической обработки. Прямое подтверждение наличия и морфологии вторичных нанодисперсоидов Y₂O₃ (~16 нм) требует применения просвечивающей электронной микроскопии высокого разрешения, что также входит в план дальнейших работ.