Preview

Известия высших учебных заведений. Черная Металлургия

Расширенный поиск

Фазовый состав и микроструктура интерметаллических сплавов, полученных методом проволочного электронно-лучевого аддитивного производства

https://doi.org/10.17073/0368-0797-2024-4-401-408

Содержание

Перейти к:

Аннотация

В работе проведено исследование микроструктуры и фазового состава интерметаллических сплавов на основе никеля и алюминия, полученных с использованием двухпроволочного электронно-лучевого аддитивного производства (ЭЛАП). Актуальность проведенных исследований связана с широким использованием интерметаллических сплавов на основе никеля и алюминия (преиму­щественно Ni3Al) в различных высокотемпературных приложениях и необходимостью использования современных методов производства при создании деталей машин и механизмов из этих сплавов. С помощью ЭЛАП были получены заготовки интерметаллических сплавов с разным отношением содержания основных компонентов. Изменение концентрации базовых элементов осуществлялось путем изменения соотношения скоростей подачи никелевой и алюминиевой проволок в процессе аддитивного производства в диапазоне от 1:1 до 3:1 соответственно. Результаты микроскопических исследований полученных сплавов показали, что независимо от содержания никеля полученные сплавы характеризуются крупнокристаллической структурой с размерами зерен в диапазоне 100 – 300 мкм для сплавов с соотношением компонентов 1:1 и 150 – 400 мкм для сплавов с соотношением компонентов 2:1 и 3:1. При этом сплав с равным содержанием базовых компонентов характеризуется более однородной зеренной микроструктурой по сравнению со сплавами с высоким содержанием никеля. При изменении соотношения концентрации компонентов, подаваемых в процессе аддитивного производства, можно целенаправленно управлять фазовым составом получаемой заготовки. В случае «эквиатомного» содержания в сплаве базовых компонентов формируется соединение на основе NiAl с небольшим содержанием фаз на основе интерметаллидов Ni3Al5 и Ni3Al. При больших концентрациях никеля формируется интерметаллидная фаза Ni3Al, а при соотношении компонентов 3:1 структура получаемой заготовки состоит преимущественно из фазы Ni3Al и γ твердого раствора замещения на основе никеля. В работе продемонстрирована возможность прямого получения интерметаллических сплавов с заданным фазовым составом в процессе электронно-лучевого аддитивного производства.

Для цитирования:


Астафуров С.В., Мельников Е.В., Астафурова Е.Г., Колубаев Е.А. Фазовый состав и микроструктура интерметаллических сплавов, полученных методом проволочного электронно-лучевого аддитивного производства. Известия высших учебных заведений. Черная Металлургия. 2024;67(4):401-408. https://doi.org/10.17073/0368-0797-2024-4-401-408

For citation:


Astafurov S.V., Mel’nikov E.V., Astafurova E.G., Kolubaev E.A. Phase composition and microstructure of intermetallic alloys obtained using electron-beam additive manufacturing. Izvestiya. Ferrous Metallurgy. 2024;67(4):401-408. https://doi.org/10.17073/0368-0797-2024-4-401-408

Введение

Интерметаллические сплавы представляют собой твердые материалы на основе двух и более металлических химических элементов [1]. В отличие от традиционных сплавов интерметаллиды характеризуются упорядоченной кристаллической структурой с сильной ионной или ковалентной связью [1; 2]. Это определяет ряд уникальных физических и механических характеристик интерметаллических соединений, в частности, высокие температуру плавления и прочность даже при экстремально высоких температурах [1; 2].

Одним из наиболее интересных с точки зрения промышленного применения интерметаллических соединений является сплав Ni3Al, который характеризуется высокой прочностью на растяжение и сжатие в широком интервале температур вплоть до 1100 °С [3 – 5], положительной температурной зависимостью предела текучести в интервале температур от 0 до 800 – 900 °С [3 – 5], высокой коррозионной стойкостью, высокой стойкостью к усталостному разрушению, ползучести и износу, в том числе при повышенных температурах [6 – 8]. Благодаря своим уникальным свойствам сплавы на основе никеля и алюминия широко применяются в различных отраслях для высокотемпературных приложений, в частности, при производстве лопаток газотурбинных двигателей, роторов турбокомпрессорных дизельных силовых установок, элементов конструкций в автомобильной, космической, металлургической и металлообрабатывающей отраслях промышленности [2; 3; 9].

Существенными недостатками таких сплавов являются низкая пластичность и склонность к хрупкому разрушению, что существенно затрудняет их обработку при производстве изделий [1; 4; 5]. Традиционные методы порошковой металлургии (литье, спекание, самораспространяющийся высокотемпературный синтез, направленная кристаллизация [7; 9; 10]) не позволяют получить готовых изделий на основе интерметаллических сплавов [11 – 13]. В связи с этим перспективным методом производства деталей машин и механизмов на основе алюминида никеля является аддитивное производство, заключающееся в формировании изделия заданной формы из порошкового сырья или проволоки путем последовательного послойного нанесения материала и его плавления высокоэнергетическим пучком [10; 11; 14].

В работе [11] методом селективного лазерного спекания (SLS – selective laser sintering) с использованием различных массовых соотношений порошков алюминия и нихромового сплава были получены сплавы с композиционной структурой с матрицей на основе нихрома, наполненной интерметаллическими частицами Ni3Al и NiAl. В работе [15] с использованием технологии селективного лазерного сплавления (SLM – selective laser melting) получены слоистые интерметаллические структуры на основе никеля и алюминия с различным стехиометрическим составом. В работе [16] методами SLM и прямого лазерного осаждения (DLMD – direct laser metal deposition) из порошков Ni3Al получены образцы интерметаллического сплава с небольшой микропористостью и микротрещинами, образующимися в процессе остывания получаемых заготовок. При этом образцы, полученные методом SLS, характеризуются меньшим размером зерна по сравнению с образцами, сформированными в процессе DLMD аддитивного производства, что связано с разными режимами нагрева и охлаждения в процессе аддитивного производства. Растрескивания получаемых аддитивных интерметаллических заготовок можно избежать путем предварительного нагрева порошковой смеси до температуры 1100 °С [13]. В работе [17] методом селективного электролучевого сплавления (SEBM – selective electron beam melting) порошка интерметаллического сплава IC21 на основе никеля и алюминия был получен материал, структура которого не содержала пор и состояла преимущественно из γ′-фазы Ni3Al. Сплав характеризовался высокими прочностными свойствами в широком (25 – 1000 °С) интервале температур. При формировании заготовок сплава IC21 с помощью SLM технологии получены образцы с дендритной структурой, состоящие преимущественно из γ′-фазы Ni3Al и зернами γ- и NiMo-фаз в дендритах и междендритном пространстве соответственно [18]. В работе [18] также акцентировано внимание на существенном растрескивании полученных заготовок в процессе их кристаллизации.

Основными недостатками применения аддитивных технологий, основанных на использовании в качестве исходного сырья дисперсных порошков, являются высокая стоимость порошков, их быстрое окисление, низкая скорость осаждения и др. [12]. Решением указанных проблем является использование методов аддитивного производства, в которых в качестве исходного материала используются одна или несколько металлических проволок заданного состава. В работе [12] методом электродугового сварочного аддитивного производства (WAAM – wire and arc additive manufacturing) получены интерметаллические сплавы с использованием никелевой и алюминиевой проволок. Проволоку из тугоплавкого никеля расплавляли электродуговым источником, а легкоплавкую алюминиевую проволоку добавляли непосредственно в ванну расплава. Показано, что путем изменения скорости подачи проволок можно менять фазовый состав получаемых соединений (Ni3Al, NiAl и др.). В работах [14; 19] М. Жанг с соавторами показали, что при использовании в WAAM двухпроволочной подачи материалов формируется дендритная γ + γ′-структура с прослойками γ′-фазы в междендритном пространстве интерметаллического сплава Ni3Al, а прочность полученных заготовок сопоставима с коммерческими сплавами.

Недостатком метода WAAM, несмотря на его высокую производительность и отсутствие необходимости использования сложного и дорогого оборудования, является то, что процесс аддитивного производства происходит в среде инертного газа, что в полной мере не защищает получаемое изделие от вредных примесей и окисления. С этой точки зрения наиболее эффективным является использование аддитивных технологий, в которых печать заготовки осуществляется в вакууме. К таким методам можно отнести проволочное электронно-лучевое аддитивное производство (ЭЛАП или EBAM – electron-beam additive manufacturing) [20].

Настоящая работа посвящена исследованию структуры и фазового состава интерметаллических сплавов на основе никеля и алюминия, полученных методом ЭЛАП с использованием алюминиевой и никелевой проволок.

 

Методика эксперимента

В работе с использованием разработанной в ИФПМ СО РАН лабораторной установки для электронно-лучевого аддитивного производства были получены заготовки в виде вертикальных стенок размером 120×24×7 мм сплавов на основе никеля и алюминия. Для формирования заготовок использовали подачу в ванну расплава двух проволок диаметром 1,2 мм: никеля (сплав НП-2, 99,5 мас. % Ni) и алюминия (сплав ESAB OK Autrod 1070, 99,8 мас. % Al). Процесс аддитивного производства заготовок осуществляли при следующих параметрах: ток луча I = 30 ÷ 35 мА; скорость движения луча вдоль наносимого слоя Vb = 2,5 мм/с; ускоряющее напряжение U = 30 кВ; развертка луча эллиптическая от центра, частота развертки 100 Гц. Процесс аддитивного производства проводился в вакууме при давлении 10\(^–\)3 Па. Заготовки получали путем последовательного нанесения слоев одинаковой толщины на подложку из стали марки 09Г2С. Для получения интерметаллических сплавов с разным объемным содержанием компонентов варьировали соотношение скоростей подачи проволок никеля и алюминия. В результате были получены заготовки со следующим соотношением никеля и алюминия: 1:1 (Ni + Al); 2:1 (2Ni + Al) и 3:1 (3Ni + Al).

Образцы для проведения структурных и механических исследований вырезали из поперечного сечения заготовок. Для исследования микроструктуры и фазового анализа полученные образцы подвергали механической шлифовке, электролитической полировке в растворе 25 г CrO3 + 210 мл H3PO4 с последующим травлением в растворе 90 % CH3COOH + 10 % H3ClO4 . Микроструктуру изучали методами оптической (ОМ, Альтами МЕТ 1С) и сканирующей электронной микроскопии (СЭМ, Zeiss Leo Evo 50 с приставкой для энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии, ЭДС). Рентгеноструктурный и рентгенофазовый анализы образцов были проведены на дифрактометре Дрон-3М (Буревестник) с использованием CoKα-излучения. Параметр кристаллической решетки фаз определяли путем экстраполяции зависимости величин (ahkl), определенных для каждой рентгеновской линии с индексами (hkl), от функции (cosθcotθ) [21].

 

Результаты эксперимента и их обсуждение

Микроструктура сплавов, полученных методом ЭЛАП

На рис. 1 представлены ОМ и СЭМ изображения микроструктуры полученных с использованием ЭЛАП технологии интерметаллических сплавов на основе никеля и алюминия. Металлографический анализ показал, что полученные заготовки не содержат макро- и микроскопических пор или трещин. Все три сплава характеризуются крупнокристаллической слоистой структурой. Внутри зерен при электролитической полировке образцов часто выявляется дендритная микроструктура различной морфологии: в зависимости от ориентации зерна по отношению к поверхности шлифа видны либо протяженные совершенные ветви дендритов, либо оборванные или частично растворенные дендритные ламели. Также наблюдаются участки (слои), для которых характерен однородный контраст на изображениях и в которых не выявлялись ликвации (рис. 1).

 

Рис. 1. ОМ (а, в, д) и СЭМ (б, г, е) изображения микроструктуры
интерметаллических сплавов Ni + Al (а, б), 2Ni + Al (в, г) и 3Ni + Al (д, е)

 

Сплав Ni + Al имеет достаточно однородную структуру с редкими прослойками. На макроскопическом уровне структура сплава более однородна, чем структура сплавов 2Ni + Al и 3Ni + Al, с точки зрения формирования слоистой структуры. При этом морфология внутризеренной микроструктуры в эквиатомном сплаве слабо изменяется по высоте заготовки (рис. 1, а, б). Наблюдаются чаще всего равноосные зерна размером 100 – 300 мкм (рис. 1, а, б). Сплавы 2Ni + Al и 3Ni + Al характеризуются более неоднородной структурой с достаточно толстыми прослойками (толщиной до 200 мкм) и зернами вытянутой в направлении роста заготовки формой (рис. 1, в – е), размер зерна составляет 150 – 400 мкм. Необходимо отметить, что в сплавах с большим содержанием никеля дендриты более узкие, их ветви часто не разорваны, то есть плотность границ дендрит/междендрит в этом материале существенно больше, чем в сплаве Ni + Al.

Таким образом, при использовании двухпроволочного ЭЛАП с равным соотношением компонентов, непосредственно после аддитивного производства формируется однородная (по микроструктуре) заготовка, не содержащая макро- и микроскопических дефектов (пор, трещин и т.п.).

 

Фазовый состав сплавов, полученных методом ЭЛАП

Согласно диаграмме состояния системы никель – алюминий сплавы этой двойной системы могут находиться в следующих фазовых состояниях [22 – 24]:

– NiAl3 (сплав с орторомбической решеткой, содержание никеля – 25 ат. %);

– Ni2Al3 (триагональная кристаллическая решетка, область гомогенности по никелю 37 – 41 ат. %);

– NiAl (ОЦК решетка, область гомогенности по никелю 42 – 69 ат. %);

– Ni5Al3 (орторомбическая кристаллическая решетка, область гомогенности по никелю 64 – 68 ат. %);

– Ni3Al (γ′-фаза с ГЦК решеткой (сверхструктура типа L12 ), область гомогенности по никелю 73 – 75 ат. %);

– Ni3Al (γ-фаза, неупорядоченный твердый раствор с ГЦК решеткой с областью гомогенности по никелю 73 – 75 ат. %).

В рамках рассматриваемого в работе подхода по аддитивному производству интерметаллических сплавов содержание подаваемого в заготовку при ЭЛАП никеля достаточно велико (согласно химическому составу сплава НП-2 – не ниже 49,5 мас. % в случае заготовки Ni + Al). Следовательно, для получаемых заготовок ожидаемыми (прогнозируемыми на основе диаграммы состояния) фазами являются NiAl, Ni5Al3 , Ni3Al и сплав на основе никеля, обогащенный алюминием по механизму замещения (при содержании никеля в системе более 75 ат. %).

Результаты рентгеновского фазового и микрорентгеноспектрального анализа показали, что фазовый состав получаемых методом ЭЛАП заготовок определяется соотношением скоростей подачи никелевой и алюминиевой проволок в ванну расплава или, другими словами, массовым соотношением компонентов формируемого интерметаллического сплава. На рис. 2 и 3 представлены рентгенограммы и СЭМ изображения с обозначенными областями ЭДС спектров для полученных заготовок. В таблице приведены данные о химическом составе и соответствующей ему фазе в различных областях исследованных образцов (в соответствии с рис. 3), полученных на основе ЭДС анализа для трех заготовок с разным соотношением компонентов: никеля и алюминия (фазы определяли на основе сопоставления химического состава в области снятия ЭДС спектра с диаграммой состояния никель – алюминий [22 – 24]).

 

Рис. 2. Рентгенограммы интерметаллических сплавов
Ni + Al, 2Ni + Al и 3Ni + Al (а – в)

 

Рис. 3. СЭМ изображения микроструктуры интерметаллических сплавов
Ni + Al, 2Ni + Al и 3Ni + Al (а – в) с нанесенными областями определения ЭДС спектров
(см. таблицу)

 

Химический и фазовый составы интерметаллических сплавов
в областях проведения ЭДС анализа, обозначенных на рис. 3

Ni:Al = 1:1Ni:Al = 2:1Ni:Al = 3:1
СпектрAl/Ni,
ат. %
ФазаСпектрAl/Ni,
ат. %
ФазаСпектрAl/Ni,
ат. %
Фаза
А142,5/57,5NiAlБ140,6/59,4NiAlВ118,2/81,8Ni3Al + Ni
А241,8/58,2NiAlБ230,6/69,4Ni5Al + Ni3AlВ216,1/83,9Ni3Al + Ni
А342,8/57,2NiAlБ325,9/74,1Ni3AlВ315,4/84,6Ni3Al + Ni
А440,7/59,3NiAlБ426,3/73,7Ni3AlВ415,1/84,9Ni3Al + Ni
А535,0/65,0Ni5Al3Б535,2/64,8Ni3AlВ514,9/85,1Ni3Al + Ni
А636,1/63,9Ni5Al3Б622,7/77,3Ni3Al + NiВ614,5/85,5Ni3Al + Ni
А736,2/63,8Ni5Al3Б727,4/72,6Ni3AlВ715,1/84,9Ni3Al + Ni
А836,3/63,7Ni5Al3Б826,9/73,1Ni3AlВ818,8/81,2Ni3Al + Ni
А937,6/62,4NiAlБ926,6/73,4Ni3AlВ913,5/86,5Ni3Al + Ni
А1037,1/62,9NiAlБ1046,0/54,0NiAlВ1015,3/84,7Ni3Al + Ni

 

Из рис. 2, а видно, что в случае соотношения скоростей подачи двух проволок Ni:Al = 1:1 получаемая заготовка обладает гетерофазной структурой и состоит из фаз NiAl, Ni5Al3 и Ni3Al. При этом согласно данным рентгенофазового исследования интерметаллическая фаза Ni3Al не является основной, а по результатам ЭДС анализа рассматриваемая фаза не выявляется (рис. 3, а, см. таблицу). Следовательно, в процессе ЭЛАП при подаче в ванну расплава никелевой и алюминиевой проволок с одинаковой скоростью, то есть при близком массовом соотношении никеля и алюминия, формируемый интерметаллический сплав представлен преимущественно фазами NiAl и Ni5Al3 .

При увеличении соотношения скоростей подачи проволоки в процессе ЭЛАП до Ni:Al = 2:1 формируется интерметаллический сплав с более сложным фазовым составом. Согласно рентгенофазовому исследованию (рис. 2, б), формируемая заготовка обладает гетерофазной структурой и состоит из соединений NiAl, Ni5Al3 , Ni3Al и Ni. При этом согласно данным ЭДС анализа основной фазой в этом случае является Ni3Al, а содержание трех других фаз относительно невелико (рис. 2, б, см. таблицу).

Дальнейшее увеличение соотношения скоростей подачи проволок до Ni:Al = 3:1 приводит к формированию двухфазного сплава на основе Ni и Ni3Al (рис. 2, в, рис. 3, в, см. таблицу). При этом формируемый интерметаллид Ni3Al имеет параметр решетки a = 0,3572 нм. Это значение ниже характерной для γ′-фазы величины a = 0,3589 нм (для сверхструктуры L12 [23]). Такие различия могут быть вызваны формированием двухфазного состава (γ + γ′) в зернах Ni3Al в процессе ЭЛАП, то есть образованием областей разупорядоченного γ′-твердого раствора на основе Ni3Al совместно с упорядоченной γ-фазой. Параметр решетки никеля в формируемом сплаве, напротив, выше, чем в случае чистого ГЦК никеля (a = 0,3568 нм против a = 0,3526 нм [25]). Это может быть связано с формированием твердого раствора алюминия в никеле (по механизму замещения).

Результаты рентгенофазового и энергодисперсионного анализов полученных с помощью ЭЛАП интерметаллических сплавов показали, что их фазовый состав в целом соответствует массовому соотношению исходных материалов (проволок никеля и алюминия), подаваемых в ванну расплава при аддитивном производстве. Так, в случае Ni:Al = 1:1 основной фазой является NiAl, при Ni:Al = 2:1 формируется значительная доля фазы Ni3Al, а избыточный алюминий перераспределяется при формировании зерен Ni5Al3 . В случае трехкратного превышения содержания никеля над алюминием основной фазой является Ni3Al. При этом рентгенофазовый и ЭДС анализы не выявили присутствия в полученных сплавах алюминия, что говорит о том, что он полностью участвует в формировании интерметаллических соединений в процессе ЭЛАП.

Таким образом, результаты исследования показали, что с использованием ЭЛАП возможно формировать интерметаллические сплавы на основе никеля и алюминия с заданным фазовым составом за счет варьирования массового соотношения компонентов сплава, подаваемых в ванну расплава.

 

Выводы

С использованием технологии электронно-лучевого аддитивного производства с двухпроволочной подачей получены заготовки интерметаллических сплавов на основе никеля и алюминия с разным содержанием компонентов. Массовое соотношение никеля и алюминия варьировалось изменением соотношения скоростей подачи двух проволок в ванну расплава при аддитивном производстве. Полученные заготовки характеризовались крупнозернистой слоистой структурой. При этом сплав с одинаковым содержанием никеля и алюминия демонстрирует более однородную внутреннюю структуру по сравнению со сплавами, в которых соотношение составляло 2:1 и 3:1.

Фазовый состав полученных сплавов также определяется массовым соотношением компонентов, использованных при аддитивном производстве. В случае соотношения скоростей подачи проволок в ванну расплава 1:1 формируется сплав на основе NiAl с небольшим содержанием фаз на основе Ni3Al5 и Ni3Al. Увеличение содержания никеля меняет фазовый состав получаемого интерметаллического сплава и при соотношении содержания никеля и алюминия 3:1 структура получаемой заготовки состоит преимущественно из (γ + γ′) Ni3Al и γ-твердого раствора замещения на основе никеля с небольшим содержанием алюминия.

Полученные в работе результаты показали принципиальную возможность получения интерметаллических сплавов никеля и алюминия заданного химического состава с использованием технологии электронно-лучевого аддитивного производства.

 

Список литературы

1. Jozwik P., Polkowski W., Bojar Z. Applications of Ni3Al based intermetallic alloys – current stage and potential perceptivities. Materials. 2015;8(5):2537–2568. https://doi.org/10.3390/ma8052537

2. Westbrook J.H., Fleischer R.L. Structural Applications of Intermetallic Compounds. Vol. 3. New York: John Wiley and Son Ltd.; 2000:292.

3. Bochenek K., Basista M. Advances in processing of NiAl intermetallic alloys and composites for high temperature aerospace applications. Progress in Aerospace Sciences. 2015;79: 136–146. https://doi.org/10.1016/j.paerosci.2015.09.003

4. Iwabuchi Y., Kobayashi I. Various properties of dual-phase intermetallic compound in Ni–Al system. Materials Science. 2010;638-642:1348–1352. https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/MSF.638-642.1348

5. Lu Y., Gu J., Kim S., Hong H., Choi H., Lee J. Tensile beha­vior of directionally solidified Ni3Al intermetallics with different Al contents and solidification rates. Metals and Materi­als International . 2014;20:221–2277. https://doi.org/10.1007/s12540-014-1021-1

6. Sheng L.Y., Zhang W., Guo J.T., Wang Z.S., Ovcharenko V.E., Zhou L.Z., Ye H.Q. Microstructure and mechanical properties of Ni3Al fabricated by thermal explosion and hot extrusion. Intermetallics. 2009;17(7):572–577. https://doi.org/10.1016/j.intermet.2009.01.004

7. Овчаренко В.Е., Боянгин Е.Н., Мышляев М.М., Иванов Ю.Ф., Иванов К.В. Формирование мультизеренной структуры и ее влияние на прочность и пластичность интерметаллического соединения Ni3Al. Физика твердого тела. 2015;57(7):1270–1276.

8. Guo J., Sheng L., Xie Y., Zhang Z., Ovcharenko V., Ye H. Microstructure and mechanical properties of Ni3Al and Ni3Al-B alloys fabricated by SHS/HE. Intermetallics. 2011;19(2):137–142. https://doi.org/10.1016/j.intermet.2010.08.027

9. Liu C.T., Sikka V.K. Nickel aluminides for structural use. JOM. 1986;38:19–21. https://doi.org/10.1007/BF03257837

10. Awotunde M.A., Ayodele O.O., Adegbenjo A.O., Oko­ro A.M., Shongwe M.B., Olubambi P.A. NiAl intermetallic composites – a review of processing methods, reinforcements and mechanical properties. The International Journal of Advanced Manufacturing Technology. 2019;104:1733–1747. https://doi.org/10.1007/s00170-019-03984-9

11. Shishkovsky I.V. Laser-controlled intermetallics synthesis during surface cladding. Laser Surface Engineering. 2015:237–286. https://doi.org/10.1016/B978-1-78242-074-3.00011-8

12. Meng Y., Li J., Gao M., Zeng X. Microstructure characteristics of wire arc additive manufactured Ni – Al intermetallic compounds. Journal of Manufacturing Processes. 2021;68(A):932–939. https://doi.org/10.1016/j.jmapro.2021.06.022

13. Müller M., Heinen B., Riede M., López E., Brückner F., Leyens C. Additive manufacturing of β-NiAl by means of laser metal deposition of pre-alloyed and elemental powders. Materials. 2021;14(9):2246. https://doi.org/10.3390/ma14092246

14. Zhang M., Wang Y., Yang Z., Ma Z., Wang Z., Wang D. Microstructure and mechanical properties of twin wire and arc additive manufactured Ni3Al-based alloy. Journal of Materials Processing Technology. 2022;303:117529. https://doi.org/10.1016/j.jmatprotec.2022.117529

15. Nazarov A., Safronov V.A., Khmyrov R.S., Shishkovsky I. Fabrication of gradient structures in the Ni – Al system via SLM process. Procedia IUTAM. 2017;23:161–166. https://doi.org/10.1016/j.piutam.2017.06.017

16. Kotoban D., Nazarov A., Shishkovsky I. Comparative study of selective laser melting and direct laser metal deposition of Ni3Al intermetallic alloy. Procedia IUTAM. 2017;23: 138–146. https://doi.org/10.1016/j.piutam.2017.06.014

17. Yao Y., Xing C., Peng H., Guo H., Chen B. Solidification microstructure and tensile deformation mechanisms of selective electron beam melted Ni3Al-based alloy at room and elevated temperatures. Materials Science and Engineering: A. 2021;802:140629. https://doi.org/10.1016/j.msea.2020.140629

18. Chai H., Wang L., Lin X., Zhang S., Yang H., Huang W. Microstructure and cracking behavior of Ni3Al-based IC21 alloy fabricated by selective laser melting. Materials Cha­racterization. 2023;196:112592. https://doi.org/10.1016/j.matchar.2022.112592

19. Zhang M., Wang Y., Ma Z., Wang Z., Yang Z. Non-uniform high-temperature oxidation behavior of twin wire and arc additive manufactured Ni3Al-based alloy. Journal of Manufacturing Processes. 2022;84:522–530. https://doi.org/10.1016/j.jmapro.2022.10.035

20. Kolubaev E.A., Rubtsov V.E., Chumaevsky A.V., Astafurova E.G. Micro-, meso- and macrostructural design of bulk metallic and polymetallic materials by wire-feed electron-beam additive manufacturing. Physical Mesomechanics. 2022;25:479–491. https://doi.org/10.1134/S1029959922060017

21. Naidu S.V.N., Singh T. X-ray characterization of eroded 316 stainless steel. Wear. 1993;166(2):141–145. https://doi.org/10.1016/0043-1648(93)90255-K

22. Лякишев Н.П. Диаграммы состояния двойных металлических систем. Т. 1. Москва: Машиностроение; 1997:1024.

23. Ковтунов А.И., Мямин С.В. Интерметаллидные сплавы. Тольятти: Изд-во ТГУ; 2018:77.

24. Nash P., Singleton M.F., Murray J.L. Phase Diagrams of Binary Nickel Alloys. ASM International, Materials Park, OH; 1991:3–11.

25. Hermann K. Crystallography and Surface Structure: An Introduction for Surface Scientists and Nanoscientists. Weinheim: Wiley; 2011:298. http://dx.doi.org/10.1002/9783527633296


Об авторах

С. В. Астафуров
Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения РАН
Россия

Сергей Владимирович Астафуров, к.ф.-м.н., старший научный сотрудник лаборатории физики иерархических структур в металлах и сплавах

Россия, 634055, Томск, пр. Академичес­кий, 2/4



Е. В. Мельников
Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения РАН
Россия

Евгений Васильевич Мельников, младший научный сотрудник лаборатории физики иерархических структур в металлах и сплавах

Россия, 634055, Томск, пр. Академичес­кий, 2/4



Е. Г. Астафурова
Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения РАН
Россия

Елена Геннадьевна Астафурова, д.ф.-м.н., доцент, заведующий лабораторией физики иерархических структур в металлах и сплавах

Россия, 634055, Томск, пр. Академичес­кий, 2/4



Е. А. Колубаев
Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения РАН
Россия

Евгений Александрович Колубаев, д.т.н., директор

Россия, 634055, Томск, пр. Академичес­кий, 2/4



Рецензия

Для цитирования:


Астафуров С.В., Мельников Е.В., Астафурова Е.Г., Колубаев Е.А. Фазовый состав и микроструктура интерметаллических сплавов, полученных методом проволочного электронно-лучевого аддитивного производства. Известия высших учебных заведений. Черная Металлургия. 2024;67(4):401-408. https://doi.org/10.17073/0368-0797-2024-4-401-408

For citation:


Astafurov S.V., Mel’nikov E.V., Astafurova E.G., Kolubaev E.A. Phase composition and microstructure of intermetallic alloys obtained using electron-beam additive manufacturing. Izvestiya. Ferrous Metallurgy. 2024;67(4):401-408. https://doi.org/10.17073/0368-0797-2024-4-401-408

Просмотров: 359


Creative Commons License
Контент доступен под лицензией Creative Commons Attribution 4.0 License.


ISSN 0368-0797 (Print)
ISSN 2410-2091 (Online)