1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Физика металлов и металловедение
  4. T. 122, № 2, 2021

Физика металлов и металловедение, 2021, T. 122, № 2, стр. 152-158

Влияние электронно-лучевой сварки на микроструктуру и микротвердость 3D-напечатанных изделий из титанового сплава Ti–6Al–4V

Е. Н. Боянгин a, *, О. Б. Перевалова a, А. В. Панин a, b, С. А. Мартынов a

a Институт физики прочности и материаловедения СО РАН
634055 Томск, пр. Академический, 2/4, Россия

b Национальный исследовательский политехнический университет
634050 Томск, пр. Ленина, 30, Россия

* E-mail: jeck2000@list.ru

Поступила в редакцию 17.06.2020
После доработки 23.09.2020
Принята к публикации 12.10.2020

Полный текст (PDF)

Аннотация

Методами рентгеноструктурного анализа, оптической металлографии, сканирующей и просвечивающей электронной микроскопии исследована микроструктура двухсторонних сварных соединений 3D-напечатанных изделий из титанового сплава Ti–6Al–4V, полученных методом EBF3 (Electron-beam freeform fabrication). Обнаружено, что в процессе электронно-лучевой сварки при двухстороннем типе шва происходит эпитаксиальный рост столбчатых первичных β-зерен, поперечные размеры которых близки к размерам первичных β-зерен в основном материале. Внутри первичных β-зерен имеются зерна α-фазы пластинчатой формы, которая наследуется от α'-мартенсита, образовавшегося при превращении β → α'. Как и в напечатанных образцах, в металле шва внутри зерен α фазы и в прослойках β фазы располагается нанокристаллическая α" фаза. Однако в металле шва плотность частиц этой фазы больше, чем в основном материале. В металле шва также возрастают макронапряжения растяжения и упругая остаточная микродеформация кристаллической решетки. Микротвердость металла шва больше, чем микротвердость основного материала.

Ключевые слова: аддитивные технологии, сварной шов, рентгеноструктурный анализ, растровая просвечивающая электронная микроскопия, микроструктура, микротвердость, Ti–6Al–4V

ВВЕДЕНИЕ

В настоящее время все с большей остротой ставится вопрос соединения материалов и деталей, полученных аддитивным способом, т. к. не всегда представляется возможность создания полного изделия методом 3D-печати. Одним из традиционных методов соединения металлов является сварка. Широко известные методы сварки, такие как дуговая, аргонодуговая, очень зависимы от присутствия в атмосфере кислорода, водорода и других атмосферных примесей. Для исключения их влияния прибегают к использованию флюсов, инертной среды и других защитных методов. Эти недостатки отсутствуют в методе сварки электронным пучком в вакууме. Электронно-лучевая сварка (ЭЛС) обеспечивает надежную защиту металла сварного соединения от попадания газов и примесей и позволяет получать сварные соединения с узкой зоной термического влияния и малым уровнем термических деформаций. Этот метод получения сварных соединений очень технологичен с той точки зрения, что, меняя мощность пучка, его ширину, фокусировку, траекторию движения луча в зоне шва и другие параметры, можно менять глубину и ширину сварочной ванны, добиваться различных уровней физико-механических свойств соединений для заданных условий эксплуатации конструкций.

В настоящий момент достаточно широко исследованы вопросы 3D-печати изделий из различных конструкционных материалов, в том числе титановых сплавов [1–4], и методики применения ЭЛС [5], но практически отсутствуют исследования по сварке аддитивных материалов, тем более электронным пучком в вакууме. Чувствительность к термическому циклу в титановых сплавах выражается в протекании в зоне плавления (FZ – fusion zone) полиморфного превращения β → α, в резком росте зерен β-фазы и перегреве на стадии нагрева, в образовании хрупких фаз при охлаждении и старении, неоднородности свойств сварных соединений, зависящих от химического и фазового состава сплава. Перегрев металла шва и околошовной зоны связан с низкой теплопроводностью титана. Устранить указанные трудности удается применением оптимальных режимов сварки, которые выражаются в снижении погонной энергии для α- и псевдо-α-сплавов и в увеличении погонной энергии для (α + β)-сплавов титана [6].

На примере прокатанных титановых сплавов показано, что понижение прочности их сварных соединений связано с тем, что микроструктура в сварном соединении претерпевает значительные изменения в результате быстрого охлаждения в процессе ЭЛС [7, 8]. Металл шва в сплаве Ti–6Al–4V имеет структуру α'- и α"-мартенсита, и структура α' мартенсита формируется в зоне термического влияния (HAZ – heat-affected zone), причем объемная доля α' мартенсита в FZ меньше, чем в HAZ, а твердость в FZ значительно больше, чем в основном материале (BM – base metal) вдали от шва [9, 10]. Очевидно, что поскольку микроструктура 3D-напечатанного изделия из сплава Ti–6Al–4V определяется методом его получения и отличается от структуры после прокатки, то и характер её изменения в процессе ЭЛС также будет отличен. В связи с этим, целью работы является исследование влияния ЭЛС на микроструктуру, фазовый состав и микротвердость изделий из титанового сплава Ti–6Al–4V, полученных методом 3D-печати.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Заготовки из сплава Ti–6Al–4V были получены на установке 6Е400 (ООО “НПК ТЭТА”) аддитивным методом EBF3 (Electron-beam freeform fabrication – электронно-лучевое изготовление свободной формы) [11]. Размеры 3D-напечатанных заготовок составляли 22 × 30 × 80 мм. В ходе процесса EBF3 использовали проволоку диаметром 1.6 мм, ее плавление осуществляли в вакууме 1.3 × 10–3 Па пушкой с плазменным катодом при ускоряющем напряжении 30 кВ и токе пучка 20 мА. Подачу проволоки осуществляли со скоростью 2 м/мин под углом 35° к поверхности подложки. Стратегия печати выполнялась по траектории меандра с зеркальным наплавлением слоев. Химический состав исходной проволоки соответствовал стандарту ASTM B348.

Электроэрозионным методом из 3D-напечатанных заготовок вырезали пластины 6 × 22 × 80 мм, которые разделяли пополам. Затем проводили их электронно-лучевую сварку на установке 6Е400. Параметры ЭЛС: ускоряющее напряжение – 30 кВ, ток пучка – 60 мА, скорость движения луча – 15 мм/с, диаметр пучка – 6 мм, траектория движения луча – “спираль–к центру”. Перед сваркой поверхности сопряжения тщательно очищали. Пластины, состыкованные без разделки кромок, сваривали с двух сторон.

Микроструктуру образцов изучали с помощью оптического микроскопа AXIOVERT-200MAT и электронного микроскопа JEM 2100 в режиме как сканирующей (STEM – scanning transmission electron microscopy), так и просвечивающей электронной микроскопии (TEM – transmission electron microscopy). Элементный состав металла шва и основного материала определяли энергодисперсионным методом.

Фазовый состав образцов определяли с использованием рентгеновского дифрактометра ДРОН-7. Рентгеноструктурный анализ (РСА) проводили с использованием съемки в CоKα-излучении по симметричной геометрии Брэгга–Брентано [12]. Упругие остаточные макронапряжения в металле шва оценивали с использованием симметричной съемки по рентгеновским пикам 112 или 211 относительно соответствующих характеристик основного материала вдали от шва [12]. Микродеформацию кристаллической решетки α-Ti оценивали по уширению пиков по сравнению с пиками, полученными от материала вдали от шва, экстраполяционным методом [12]. Полные среднеквадратичные смещения атомов в кристаллической решетке α-фазы оценивали с учетом интенсивности пиков 002 и 004 [12].

Микротвердость по Виккерсу измеряли с использованием твердомера ПМТ-3 при нагрузке 0.4905 Н.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Рентгеноструктурные исследования сварных соединений

Основной фазой в 3D-напечатанных заготовках из титанового сплава Ti–6Al–4V, полученных методом EBF3, а также в их сварном соединении является фаза α-Ti (рис. 1). На дифрактограмме данного образца в основном материале вдали от шва отсутствует пик β-Ti с межплоскостным расстоянием, равным 0.228 нм, и пики α"-Ti (рис. 1а). Это может быть обусловлено как текстурой в α фазе, так и тем, что объемные доли указанных фаз не превышают 3%. На дифрактограммах других образцов вдали от шва пик 011 β-Ti обнаруживается, хотя и имеет низкую интенсивность. Как будет показано ниже, данные фазы обнаруживаются методами ПЭМ, причем фаза α"-Ti является нанокристаллической. На дифрактограмме, полученной с металла шва, на малых углах дифракции можно наблюдать появление новых пиков, не принадлежащих α фазе, и значительное увеличение интенсивности пика, соответствующего межплоскостному расстоянию, равному 0.228 нм (рис. 1б). Если данный пик рассмотреть в небольшом интервале углов дифракции (рис. 2), то видно, что он является суперпозицией трех пиков, соответствующих d = 0.229 нм (1), d = 0.227 нм (2) и d = 0.225 нм (3). Первые два пика могут принадлежать пику 011 фазы β-Ti с разной концентрацией ванадия, третий пик – либо пику 002 фазы α"‑Ti либо пику 200 оксида титана TiO2 (srilankite). Увеличение интенсивности пика, соответствующего межплоскостному расстоянию d = = 0.228 нм, на рис. 1б может быть связано как с увеличением объемной доли фазы β-Ti и фаз (α"‑Ti или оксида титана), так и с концентрационной неоднородностью ванадия в фазе β-Ti. Пики, проиндицированные нами как 110 α" и 001 α" на рис. 1б, могут также принадлежать пикам –122 и –103, соответственно, оксида Ti7O13, имеющего триклинную структуру. Как будет показано ниже α" фаза наблюдалась нами методами TEM, тогда как оксиды титана не наблюдались. В связи с этим на рис. 1б пики проиндицированы, как принадлежащие α" фазе.

Рис. 1.

Дифрактограммы образца сплава Ti–6Al–4V, полученные с разных локальных мест: а – основной материал вдали от шва, б – металл шва.

Рис. 2.

Участок дифрактограммы образца сплава Ti–6Al–4V, полученной с металла шва, между пиками 002 и 101 α-фазы.

Фаза α"-Ti также наблюдалась в сплаве Ti–6Al–4V, полученном методом EBF3 при низкой скорости охлаждения без охлаждения подложки водой, как методом РСА так и методом TEM [13]. В сплаве Ti–6Al–4V α"-фаза имеет следующие параметры: a = 0.3683 нм, b = 0.4999 нм, c = 0.4540 нм [13]. Поскольку α"-фаза является промежуточной при фазовом превращении β → α, то увеличение ее объемной доли в металле шва может свидетельствовать о незавершенности этого превращения.

В металле шва значительно изменяется соотношение интенсивностей рентгеновских пиков α-фазы, что свидетельствует об изменениях в его зеренной структуре по сравнению с основным материалом вдали от шва. В металле шва параметр решетки а увеличивается по сравнению с параметром решетки вдали от шва (табл. 1). В то же время, параметр решетки с и полные среднеквадратичные смещения атомов в направлении 002 (√〈u2〉002) в металле шва, напротив, уменьшаются по сравнению с основным сплавом вдали от шва (табл. 1). Соответственно, в металле шва уменьшается отношение параметров решетки с/a. Известно [14], что при легировании металлов элементом, чей атомный размер меньше атомного размера основного элемента, параметр решетки основного металла уменьшается из-за размерного фактора. В связи с этим, увеличение параметра решетки a означает, что концентрация ванадия в твердом растворе на основе α-Ti уменьшается [15], что обусловлено более низкой скоростью охлаждения сварного шва по сравнению со скоростью охлаждения в процессе 3D печати. Уменьшение параметра решетки с, среднеквадратичного смещения атомов в направлении 002 и отношения с/a свидетельствует о том, что концентрация атомов внедрения, расположенных в междоузлиях кристаллической решетки α-Ti, в металле шва уменьшается. Прежде всего, это относится к таким примесям, как кислород и углерод, которые могли появиться в сплаве Ti–6Al–4V в процессе 3D-печати.

Таблица 1.  

Параметры кристаллической решетки α-фазы (а и с), их отношение (c/a), полное среднеквадратичное смещение атомов в α-фазе в направлении 002 (√〈u2〉002), упругая микродеформация кристаллической решетки α фазы (ε) в металле шва по сравнению с основным материалом, объемная доля фазы (δ) с d = 0.228 нм в двух образцах (1) и (2)

Место
съемки 		Параметры решетки, нм c/a √〈u2〉002, нм ε δ, %
а с
Вдали(1) 0.29129 0.46964 1.61 0.021 Принята равной 0 4
Шов (1) 0.29463 0.46560 1.58 0.016 0.006 6
Вдали(2) 0.29358 0.46412 1.58 – Принята равной 0 0
Шов(2) 0.29456 0.46338 1.57 – 0.002 20

Известно [11, 13], что объемная доля β-фазы зависит от скорости охлаждения: чем меньше скорость охлаждения из расплава, тем больше объемная доля β-фазы. В связи с этим, можно полагать, что скорость охлаждения ванны расплава, формирующейся в процессе ЭЛС, оказывается меньше по сравнению со скоростью охлаждения в процессе 3D-печати.

На дифрактограмме образца сплава Ti–6Al–4V в области металла шва наблюдается смещение пиков 112 или 211 в сторону увеличения 2θ угла дифракции. Увеличение 2θ не превышает 0.7 град, что соответствует увеличению растягивающих макронапряжений в металле шва по сравнению с основным материалом на 0.6 ГПа.

Известно [16], что в образцах Ti–6Al–4V, полученных аддитивными технологиями, как правило, возникают остаточные упругие макронапряжения растяжения. Поэтому можно утверждать, что в металле шва возрастают упругие макронапряжения растяжения.

Микродеформация ε кристаллической решетки α-фазы в металле шва, определяемая по уширению рентгеновских пиков, также возрастает (табл. 1), что может быть обусловлено как увеличением объемной доли полукогерентных β- и α"-фаз, так и увеличением плотности дислокаций, как скалярной так и избыточной [12].

Исследование микроструктуры методами оптической металлографии и STEM

При химическом травлении поперечных сечений образцов со сварными соединениями на оптических изображениях выявляются три зоны: зона плавления, зона термического влияния и зона основного материала вдали от шва (рис. 3). Из рис. 3 видно, что микроструктура как 3D-напечатанного сплава Ti–6Al–4V, так и его сварного соединения состоит из столбчатых первичных β-зерен, поперечные размеры которых имеют близкие значения (рис. 3, табл. 2). Последнее свидетельствует о том, что в процессе кристаллизации ванны расплава, образующейся при первом проходе, имеет место эпитаксиальный рост первичных β‑зерен.

Рис. 3.

Оптическое изображение микроструктуры поперечного сечения сварного шва 3D-напечатанного сплава Ti–6Al–4V.

Таблица 2.  

Средние поперечные размеры первичных β-зерен (Dβ) и мартенситных пластин (dα) в основном материале (BM) и в металле шва (FZ) 3D-напечатанного сплава Ti–6Al–4V

Dβ, мкм dα, нм
BM FZ BM FZ
900 1000 600 400

Как в основном материале, так и в металле шва 3D-напечатанного сплава Ti–6Al–4V в первичных β-зернах наблюдается пластинчатая структура α-фазы (рис. 4). Пластины α-фазы унаследованы от α'-мартенсита, образовавшегося в процессе фазового превращения β → α' вследствие высокой скорости охлаждения ванны расплава, формирующейся как в процессе 3D-печати, так и при электронно-лучевой сварке. В отличие от первичных β-зерен, средние поперечные размеры пластин α-фазы в зоне плавления оказываются несколько меньше по сравнению с основным материалом (табл. 2). Кроме того, на электронно-микроскопических изображениях, полученных в режиме STEM, видно, что как в 3D-напечатанном сплаве так и в его сварном соединении по границам пластин α-фазы выделяются прослойки вторых фаз.

Рис. 4.

STEM-изображения микроструктуры 3D-напечатанного сплава Ti–6Al–4V (а) и его сварного соединения (б).

Исследование микроструктуры методом TEM

Детальные исследования микроструктуры 3D‑напечатанного сплава Ti–6Al–4V показали, что вдали от шва в основном материале внутри α-пластин присутствует нанокристаллическая α"-фаза, по их границам – двухфазные прослойки (β + α") (рис. 5). На микродифракционной картине (рис. 5б) наблюдаются рефлексы, принадлежащие плоскостям обратных решеток α-, β- и α"-фаз: (01$\bar {2}$) α-фазы, (1$\bar {1}$0) β-фазы и ($\bar {3}$01) α"-фазы. Это означает, что направления осей зон отражающих плоскостей данных фаз близки к направлению падающего пучка и между собой. В данном примере для α- и β-фаз выполняется следующее ориентационное соотношение: [01$\bar {2}$] α // [1$\bar {1}$0] β. Минимальную энергию имеет межфазная β/α-граница, если выполняется ориентационное соотношение Бюргерса [001]α // [110]β [17].

Рис. 5.

Электронно-микроскопические изображения микроструктуры 3D-напечатанного сплава Ti–6Al–4V, полученные методом TEM в основном материале вдали от шва: а – светлопольное изображение, б – микродифракционная картина, в, г – темнопольные изображения в близкорасположенных рефлексах: 021, принадлежащем плоскости обратной решетки (01$\bar {2}$) α + 123, принадлежащем плоскости ($\bar {3}$01) α", (в) и $\bar {1}\bar {1}\bar {2}$ (1$\bar {1}$0) β + 023 α" (г). (ЭК – экстинкционный контур.)

Отклонение от ориентационного соотношения Бюргерса означает, что представленная на рис. 5 межфазная β/α граница имеет повышенную энергию.

Для межфазных границ α/α" на рис. 5б для осей зон отражающих плоскостей выполняется следующие ориентационное соотношение: [01$\bar {2}$]α // [$\bar {3}$01]α". Близкорасположенные рефлексы фаз α и α" означают, что отражающие плоскости близки к параллельному расположению: (100)α // (020)α", (021)α // (123)α", ($\bar {1}$21)α // (103)α". На темнопольном изображении в близкорасположенных рефлексах данных фаз видимыми являются как тело пластины α фазы в экстинкционном контуре, так и расположенная в строчку нанокристаллическая α" фаза (рис. 5в).

Предположительно α"-фаза образовалась из β‑фазы вследствие фазового перехода β → α" → α. Однако подтвердить данное предположение ориентационными соотношениями между β- и α"-фазами в данной работе не удалось, т.к. темнопольное изображение зернограничной прослойки получено в близкорасположенных рефлексах: $1\bar {1}\bar {2},$ принадлежащем плоскости обратной решетки (1$\bar {1}$0) β фазы, и в одиночном рефлексе 023 α" фазы. Известно [18], что между β- и α"-фазами наблюдаются ориентационные соотношения (110)β // (001)α" и [111]β // [101]α".

Образование α"-фазы при 3D-печати титанового сплава Ti–6Al–4V обнаружено также в [19].

В металле шва нанокристаллические частицы α"-фазы также располагаются как внутри α-зерен, так и в зернограничных прослойках (рис. 6в). На рис. 6в для межфазных границ α/α" выполняются следующие ориентационные соотношения: [$\bar {2}2\bar {1}$]α // [12$\bar {2}$]α", (110)α // (2$\bar {2}\bar {1}$)α", (012)α // (201)α". На рис. 6д представлено темнопольное изображение в рефлексе 020, принадлежащем плоскости обратной решетки ($\bar {1}$00) α"-фазы. Частицы α"-фазы являются нанокристаллическими и расположены также в α фазе. Ориентационное соотношение в этом случае следующее: [$\bar {2}2\bar {1}$]α // [$\bar {1}$00]α".

Рис. 6.

Электронно-микроскопические изображения микроструктуры металла шва 3D-напечатанного сплава Ti–6Al–4V, полученные методом TEM: а – светлопольное изображение, б – микродифракционная картина, в – темнопольное изображение в близкорасположенных рефлексах: 110 ($\bar {2}$2$\bar {1}$) α-фазы + 2$\bar {2}\bar {1}$ (12$\bar {2}$) α"-фазы (в), то же изображение при большем увеличении (г) и темнопольное изображение в рефлексе 020 ($\bar {1}$00) α"-фазы (д). (ЭК – экстинкционный контур.)

На темнопольном электронно-микроскопическом изображении (рис. 6г), полученном в рефлексе, принадлежащем α- и α"-фазам, но при большем увеличении, чем на рис. 6в, вблизи некоторых нанокристаллических частиц наблюдаются экстинкционные контуры, свидетельствующие о наличии упругих микронапряжений. Известно [20], что упругие поля напряжений в основной фазе, как правило, возникают вблизи когерентных частиц. Из-за разницы в параметрах решетки α (a = 0.292 нм, b = 0.505 нм, c = 0.462 нм) и α" фаз (a = 0.301 нм, b = 0.491 нм, c = 0.463 нм) [18] в орторомбических координатах частицы α″-фазы могу быть только полукогерентными. Наряду с экстинкционными контурами, источниками которых являются частицы α"-фазы, в образцах 3D-сплава Ti–6Al–4V, а также их сварных соединениях наблюдаются экстинкционные контуры в пластинах α-фазы, простирающиеся от одной границы до противоположной (рис. 5а). Очевидно, что появление последних обусловлено накоплением избыточной плотности дислокаций в α-зернах [21]. Таким образом, в металле шва 3D напечатанного сплава в пластинах α фазы и в прослойках между пластинами в β фазе возрастает плотность частиц нанокристаллической α" фазы. Межфазные α/α" границы наряду с избыточными дислокациями одного знака являются источниками микронапряжений.

Измерение микротвердости сварного соединения

Распределение микротвердости Hμ вдоль секущей, расположенной поперек шва, представлено на рис. 7. Видно, что микротвердость сварного соединения значительно больше микротвердости основного материала.

Рис. 7.

Распределение микротвердости вдоль секущей поперек сварного шва 3D-напечатанного сплава Ti‒6Al–4V.

Высокая плотность нанокристаллических частиц α"-фазы внутри α-зерен обусловливает увеличение микротвердости сварного соединения по механизму дисперсионного упрочнения. Увеличение микротвердости может быть также связано с ростом упругих микронапряжений на межфазных границах α–α". Известно [22], что аддитивный вклад в предел текучести и, соответственно, в микротвердость дают упругие микронапряжения и напряжения, необходимые для преодоления дислокацией частиц второй фазы по механизму Орована. Увеличение микротвердости при пластической деформации титановых β сплавов авторы [23] также связывали с образованием нанокристаллической α" фазы.

ВЫВОДЫ

1. При электронно-лучевой сварке в двухсторонних сварных соединениях изделий из сплава Ti–6Al–4V, полученных методом EBF3, образуются столбчатые первичные β-зерна, размеры которых близки к размерам первичных β-зерен в основном материале. Внутренняя структура столбчатых первичных β-зерен представлена пластинами α-фазы, унаследованными от α'-мартенсита.

2. В металле шва изменяются параметры твердого раствора на основе α-Ti по сравнению с материалом вдали от шва, что свидетельствует об уменьшении концентрации атомов ванадия и элементов внедрения в твердом растворе на основе α-Ti.

3. Фазовый состав металла шва не изменяется по сравнению с материалом вдали от шва. Основной фазой как в металле шва так и в 3D-напечатанном сплаве Ti–6Al–4V является α-фаза, вторыми фазами – β-Ti и α"-Ti, однако объемные доли последних в металле шва увеличиваются по сравнению с основным материалом вдали от шва.

4. Увеличение микротвердости металла шва по сравнению с микротвердостью основного материала обусловлено увеличением плотности частиц нанокристаллической α" фазы.

Работа выполнена в рамках государственного задания ИФПМ СО РАН, тема номер FWRW-2021-0010.

Список литературы

  1. Rafi H.K., Karthik N.V., Gong H., Starr T.L., Stucker B.E. Microstructures and Mechanical Properties of Ti6Al4V Parts Fabricated by Selective Laser Melting and Electron Beam Melting // J. Mater. Eng. Perform. 2013. V. 22. № 12. P. 3872–3883.

  2. Zhang D., Sun S., Qiu D., Gibson M.A., Dargusch M.S., Brandt M., Qian M., Easton M. Metal Alloys for Fusion-Based Additive Manufacturing // Adv. Eng. Mater. 2018. V. 20. P. 1700952.

  3. Hasan S.F., Casey R.S., Kazunori H. Metal Additive Manufacturing for Microelectromechanical Systems: Titanium Alloy (Ti–6Al–4V)-based Nanopositioning Flexure Fabricated by Electron Beam Melting // Sens. Actuators. A: Physical. 2016. V. 249. P. 284–293.

  4. Petrov A.K. Main Directions in the Development of Additive Technologies for Micron-resolution Printing // Inorg. Mater. 2017. V. 53. № 12. P. 1349–1359.

  5. Башенко В.В. Электронно-лучевые установки. М.: Машиностроение, 1972. 168 с.

  6. Илларионов А.Г., Попов А.А. Технологические и эксплуатационные свойства титановых сплавов. Екатеринбург: Изд-во Урал. ун-та, 2014. 137 с.

  7. Wang Q., Liu J.H., Lu Z.X., Chen D.L. Cyclic Deformation of Dissimilar Welded Joints Between Ti–6Al–4V and Ti17 Alloys: Effect of Strain Ratio // Mater. Sci. Eng. A. 2014. V. 598. P. 122–134.

  8. Liu J., Gao X., Zhang L., Zhang J. Effects of the Heterogeneity in the Electron Beam Welded Joint on Mechanical Properties of Ti6Al4V Alloy // J. Mater. Eng. Perform. 2015. V. 24. P. 319–328.

  9. Xiaohui Chen, Jia Zhang, Xin Chen, Xu Cheng, Zheng Huang. Electron beam welding of laser additive manufacturing Ti–6.5Al–3.5Mo–1.5Zr–0.3Si titanium alloy thick plate // Vacuum. 2018. V. 151. P. 116–121.

  10. Hanchen Yu, Fangzhi Li, Jingjing Yang, Jianjun Shao, Zemin Wang, Xiaoyan Zeng. Investigation on laser welding of selective laser melted Ti–6Al–4V parts: Weldability, microstructure and mechanical properties // Mater. Sci. Eng. A. 2018. V. 712. P. 20–27.

  11. Panin A., Kazachenok M., Perevalova O., Martynov S., Panina A., Sklyarova E. Continuous Electron Beam Post-Treatment of EBF3-Fabricated Ti–6Al–4V Parts // Metals. 2019. V. 9. № 6. P. 699.

  12. Горелик C.С., Расторгуев Л.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. М.: Металлургия, 1970. 328 с.

  13. Perevalova O.B., Panin A.V., Kazachenok M.S. Effect of Substrate Cooling on the Microstructure and Phase Composition of Ti–6Al–4V Titanium Based Alloy Products Obtained Using Additive Technologies // Technical Physics. 2020. V. 65. № 3. P. 392–399.

  14. Бондар А.А., Великанова Т.Я., Даниленко В.М., Дементьев В.М., Козлов Э.В., Лукашенко Г.М., Сидорко В.Р., Штерн Д.М. Стабильность фаз и фазовые равновесия в сплавах переходных металлов. Киев: Наукова Думка, 1991. 200 с.

  15. Прядко Т.В. Особенности гидрирования сплавов системы Ti–V // Металлофизика. Новейшие технологии. 2015. Т. 37. № 2. С. 243–255.

  16. Казанцева Н.В., Ежов И.В., Виноградова Н.И., Ильиных М.В., Фефелов А.С., Давыдов Д.И., Оленева О.А., Карабаналов М.С. Влияние геометрии построения образца в методе селективного лазерного сплавления на микроструктуру и прочностные характеристики сплава Ti–6Al–4V // ФММ. 2018. Т. 119. № 11. С. 1138–1146.

  17. Мурзинова М.А., Жеребцов С.В., Салищев Г.А. Зависимость удельной энергии межфазной энергии β/α границы в титановом сплаве ВТ6 от температуры нагрева в интервале 600–975°С. // ЖЭТФ. 2016. Т. 149. Вып. 4. С. 815–826.

  18. Duerig T.W., Albrecht J., Richter D., Fischer P. Formation and reversion of stress induced martensite in Ti–10V–2Fe–3Al // Acta Metal. 1982. V. 30. P. 2161–2172.

  19. Kazantseva N., Krakhmalev P., Thuvander M. Yadroitsev I., Vinogradova N., Ezhov I. Martensitic transformations in Ti–6Al–4V (ELI) alloy manufactured by 3D printing // Materials Characterization. 2018. V. 146. P. 101–112.

  20. Хирш П., Хови А, Николсон Р., Пэшли Д., Уэлан М. Электронная микроскопия тонких кристаллов. М.: Мир, 1968. 574 с.

  21. Kozlov E.V., Trishkina L.I., Popova N.A., Koneva N.A. Dislocation physics in the multilevel approach to plastic deformation // Phys. Mesomech. 2011. V. 14. № 5–6. P. 283–296.

  22. Трефилов В.И., Моисеев В.Ф., Печковский Э.П., Горная И.Д., Васильев А.Д. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических металлов. Киев: Наукова думка, 1989. 256 с.

  23. Zhang Yacen, Liu Huiqun, Yi Danging, Wang Bin, Jiang Yong, Hu Tao, Xiao Yu, Yang Qi. Stress-induced α" phase in a beta Ti–19Nb–1/5Mo–4Zr–8Sn alloy // Materials Characterization. 2018. V. 140. P. 247–258.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Физика металлов и металловедение

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал