CC BY
6
Научная статья УДК 669.018.95
DOI: 10.18577/2307-6046-2023-0-1-107-118
ИССЛЕДОВАНИЕ МИКРОСТРУКТУРЫ И ФАЗОВОГО СОСТАВА МЕТАЛЛИЧЕСКОГО КОМПОЗИЦИОННОГО МАТЕРИАЛА СИСТЕМЫ Al-Si-Mg, МОДИФИЦИРОВАННОГО ЧАСТИЦАМИ КАРБИДА КРЕМНИЯ ПУТЕМ МЕХАНИЧЕСКОГО ЛЕГИРОВАНИЯ. Часть 2
С.В. Житнюк1, П.Н. Медведев1
Федеральное государственное унитарное предприятие «Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов» Национального исследовательского центра «Курчатовский институт», Москва, Россия; admin@viam.ru
Аннотация. Исследованы результаты процесса механического легирования алюминиевого сплава ВАС1 частицами карбида кремния в шаровой мельнице. Проведен анализ особенностей микроструктуры, возникающих в результате процесса механического легирования при получении порошковых композиций BACl-SiC. Сформулирована гипотеза о влиянии соударений частиц гранул на формирование структуры композиционных частиц при механическом легировании алюминиевого сплава ВАС1 с карбидом кремния SiC, которая удовлетворительно описывает полученные экспериментальные результаты.
Ключевые слова: механическое легирование, композиционный материал, микроструктура, алюминиевый сплав, карбид кремния, рентгеновский дифракционный анализ, синхронное излучение, фазовый анализ
Для цитирования: Житнюк С.В., Медведев П.Н. Исследование микроструктуры и фазового состава металлического композиционного материала системы Al-Si-Mg, модифицированного частицами карбида кремния путем механического легирования. Часть 2 // Труды ВИАМ. 2023. № 1 (119). Ст. 09. URL: http://www.viam-works.ru. DOI: 10.18577/2307-6046-2023-0-1-107-118.
Scientific article
INVESTIGATION OF MICROSTRUCTURE AND PHASE COMPOSITION OF THE METALLIC COMPOSITE MATERIAL Al-Si-Mg SYSTEM MODIFIED BY SILICON CARBIDE PARTICLES BY MECHANICAL ALLOYING. Part 2
S.V. Zhitnyuk1, P.N. Medvedev1
federal State Unitary Enterprise «All-Russian Scientific-Research Institute of Aviation Materials» of National Research Center «Kurchatov Institute», Moscow, Russia; admin@viam.ru
Abstract. The process of mechanical alloying of aluminum alloy BAC1 with silicon carbide particles in a ball mill has been studied. An analysis of the stages of the process of mechanical alloying in the preparation of BAC1-SiCpowder compositions was carried out and characteristic microstructures corresponding to each stage were identified. A hypothesis was formulated about the effect of collisions of granule particles on the formation of the structure of composite particles during mechanical alloying of an aluminum alloy BAC1 with silicon carbide SiC, which satisfactorily describes the experimental results obtained.
Keywords: mechanical alloying, composite material, microstructure, aluminum alloy, silicon carbide, х-ray diffraction analysis, synchronous radiation, phase analysis
For citation: Zhitnyuk S.V., Medvedev P.N. Investigation of microstructure and phase composition of the metallic composite material Al-Si-Mg system modified by silicon carbide particles by mechanical alloying. Part 2. Trudy VIAM, 2023, no. 1 (119), paper no. 09. Available at: http://www.viam-works.ru. DOI: 10.18577/2307-6046-2023-0-1-107-118.
Введение
В данной части статьи рассмотрен процесс механического легирования алюминиевого сплава ВАС1 частицами карбида кремния в шаровой мельнице. В предыдущей части статьи описаны перспективные материалы и методы исследований, а также актуальность получения порошковых композиций Л1-Б1С для применения в лазерных или электронно-лучевых аддитивных технологиях[1-7]. Основными требованиями, предъявляемыми к гранулам на данном этапе изготовления сырья, являются однородность распределения частиц карбида кремния в матрице алюминиевого сплава ВАС1 с заданным уровнем объемной доли, а также определенный размер частиц [8-13]: размер исходных гранул алюминиевого сплава ВАС1 составляет 10-30 мкм, а упрочняющих частиц порошка карбида кремния 3-5 мкм.
В результате помола исходных компонентов (ВАС1 и Б1С) для проведения исследования получили композиционные гранулы, которые рассеяли на две фракции: 30-60 и 100-200 мкм.
Цель работы заключается в выявлении особенностей формирования микроструктуры и фазового состава металлического композиционного материала системы A1-Si-Mg, модифицированного частицами карбида кремния путем механического легирования.
Материалы и методы
Применены следующие методы исследования: оптическая микроскопия, локальный химический анализ (электронно-зондовый микроанализ), рентгеновская дифракция (на лабораторном и синхротронном источнике рентгеновского излучения). Для проведения исследования на синхротронном источнике для каждого дифракционного измерения вручную отбирали одну частицу порошка, визуально симметричную по форме, размером 100150 мкм. Измерения проводили в геометрии Дебая-Шеррера (на просвет) - образец помещали в криопетлю размером 300 мкм и в процессе измерения вращали вокруг горизонтальной оси для усреднения дифрактограмм по ориентациям образца.
Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП «Климатические испытания» НИЦ «Курчатовский институт» - ВИАМ.
Результаты и обсуждение
Микроструктура композиционных частиц, полученных в результате механического легирования, представлена гранулами неправильной формы, характеризующимися наличием светлой матрицы твердого раствора на основе алюминия, светло-серых зон твердого раствора на основе кремния и темных вкраплений - частиц карбида кремния (рис. 1). Локально наблюдаются области, обедненные частицами карбида кремния и сохранившие микроструктуру исходных гранул сплава ВАС1, а также сферические гранулы, не подвергшиеся механическому воздействию. Таким образом, микроструктуры, наблюдающиеся в порошковых композициях после механического легирования, можно условно разделить на несколько типов, которые соответствуют определенному этапу исследуемого процесса:
- исходные частицы алюминиевого сплава ВАС1, сохранившие сферическую форму и дендритную структуру, не претерпевшие деформации и внедрения частиц карбида кремния (0 этап - начальный);
- частицы карбида кремния и исходные гранулы сплава ВАС1 в составе агломерата (1 этап);
- деформированные частицы сплава ВАС1 и карбида кремния с сохраненными границами исходной гранулы сплава ВАС1 и неизмельченного SiC (этап 2);
- частицы без несплошностей с частичным измельчение SiC и частичным сохранением дендритной структуры сплава ВАС1 (этап 3);
- однородные частицы с измельченным Б1С и однородной структурой матрицы твердого раствора на основе алюминия (этап 4 - финальный).
0 этап 1 этап
Рис. 1. Типы микроструктур, наблюдающиеся на разных этапах механического легирования порошковых композиций ВАС1-81С
На рис. 2 представлена микроструктура композиционных частиц и карты распределения элементов в смежных частицах в исходном состоянии и состоянии, образовавшемся в результате механического легирования. В части исходной структуры наблюдается неоднородность распределения легирующих элементов (М^, Си, Бе) -преимущественно в зоне эвтектики между дендритными зернами алюминия, в то время как в деформированной частице наблюдается дробление дендритов наряду с процессом равномерного распределения легирующих компонентов по объему материала. Следует отметить, что локальный химический состав композиционных частниц остается практически неизменным в процессе механического легирования. В табл. 1 представлены результаты локального химического анализа композиционной частицы после 10 ч механического легирования.
■У " 1 б) А1 в)\ 81
' 10ит 1 Юрт ' ' Юрт '
г; Си д) Мв е)| / 1'е
' 10|лл 1 ' 10|Ш1 ' ' 10|яп 1
Рис. 2. Микроструктура (*3000) композиционной частицы после 10 ч механического легирования: электронное изображение в режиме отраженных электронов (а) и карты распределения алюминия (б), кремния (в), меди (г), магния (д) и железа (е)
Таблица 1
Локальный химический состав композиционной частицы _после 10 ч механического легирования_
Участок анализа (см. рис. 2) Содержание элементов, % (по массе)
Л1 Мв Си Бе 2г
Спектр 1 87,4 10,3 0,8 1,0 0,1 0,3
Спектр 2 87,5 10,1 1,01 1,2 0,2 н/о
С учетом требований, предъявляемых к микроструктуре получаемых композиционных гранул, в данной работе за дефектные приняли те гранулы, которые не подверглись механическому воздействию, в которых наблюдается неравномерное распределение карбида кремния либо наличие исходной литейной микроструктуры. В табл. 2 представлены результаты количественного металлографического анализа, в том числе доли дефектных частиц. Каждую частицу описывали эллипсом с расчетом большой и малой осей, которые принимались за длину и ширину частицы. Вытянутость частицы - отношение длины частицы к ширине. Параметр формы - это отношение периметра частицы к корню квадратному от площади частицы.
Таблица 2
Результаты количественного металлографического анализа_
Фракция (продолжительность легирования) Количество частиц на 10 полей зрения, шт. Средняя длина частицы, мкм Средняя ширина частицы, мкм Объемная доля дефектных частиц, % Вытя-нутость частиц Параметр формы р/4^
100-200 мкм (10 ч) 677 117,3±2,6 71,2±1,8 7,05 1,64 5,47
30-60 мкм (10 ч) 1426 39,6±0,6 22,0±0,4 12,25 1,79 5,43
100-200 мкм (20 ч) 908 112,4±2,5 64,5±1,6 4,29 1,74 5,46
30-60 мкм (20 ч) 1011 44,4±0,8 25,1±0,5 6,42 1,76 5,35
100-200 мкм (30 ч) 833 104,8±2,3 60,4±1,4 3,24 1,73 5,31
30-60 мкм (30 ч) 1864 34,9±0,5 20,2±0,3 8,30 1,73 5,30
100-200 мкм (40 ч) 1127 94,2±2,3 53,6±1,4 3,95 1,76 5,34
30-60 мкм (40 ч) 926 41,5±1,1 25,0±0,7 7,99 1,66 5,31
Si SiC SiC Л1 SiC Л! Si
25 30 35 40 45
Угловое положение 20, градус
Рис. 3. Совмещенные дифрактограммы композиции ВАС1 с 81С после помола в течение 10, 20, 30 и 40 ч, полученные на лабораторном источнике рентгеновского излучения
Композиционные частицы после разного времени помола имеют идентичный фазовый состав (рис. 3) - твердый раствор на основе алюминия с гранецентрированной кубической (ГЦК) решеткой (с пространственной группой Бш3 т ), твердый раствор на основе кремния с ГЦК-решеткой (с пространственной группой Fd3m ), карбид кремния в гексагональной модификации 6Н (с пространственной группой Р63/шшс). Разницы в фазовом составе мелкой и крупной фракций не обнаружено. В табл. 3 и 4 приведены результаты расчета периодов решетки (а и с), объема элементарной ячейки (V), размеров областей когерентного рассеяния (ОКР), величины микродеформации решетки и объемной доли фаз.
Таблица 3
Результаты расчета параметров структуры обнаруженных фаз _в гранулах размером 30-60 мкм_
Фаза Продолжительность помола, ч Период решетки, нм V • 103, нм ОКР, нм Микродеформация решетки, % Объемная доля фаз, %
а с
А1 10 0,40488 - 66,372 40,5 0,19 77,9
20 0,40486 - 66,363 57,7 0,191 77,9
30 0,40486 - 66,361 50,9 0,19 78,1
40 0,40486 - 66,363 63,0 0,192 77,7
81 10 0,54454 - 161,47 13,3 0,531 8,5
20 0,54457 - 161,48 14,0 0,654 8,3
30 0,5444 - 161,35 14,3 0,583 8,5
40 0,54451 - 161,44 14,1 0,626 8,7
Б1С (6Н) 10 0,30821 1,5152 124,4 24,4 0,143 13,6
20 0,30821 1,5124 124,42 31,6 0,161 13,8
30 0,30822 1,5132 124,43 24,4 0,194 13,4
40 0,30822 1,5123 124,44 23,4 0,154 13,5
Результаты расчета параметров в гранулах разме Таблица 4 структуры обнаруженных фаз ром 100-200 мкм
Фаза Продолжительность помола, ч Период решетки, нм V • 103, ОКР, нм Микродеформация решетки,% Объемная доля фаз, %
а с нм
А1 10 0,40491 - 66,384 33,2 0,208 76,4
20 0,4049 - 66,383 32,7 0,205 77,9
30 0,40493 - 66,393 30,9 0,216 78,4
40 0,40491 - 66,387 29,5 0,204 78,9
Б1 10 0,54371 - 160,73 12,5 0,669 6,8
20 0,5443 - 161,25 11,2 0,485 6,8
30 0,5447 - 161,61 10,6 0,486 6,4
40 0,54439 - 161,33 10,7 0,547 6,3
Б1С (6Н) 10 0,3082 1,5121 124,39 27,9 0,163 16,8
20 0,30823 1,5122 124,42 31,6 0,213 15,3
30 0,30824 1,5125 124,45 30,0 0,214 15,2
40 0,30825 1,5122 124,44 27,6 0,194 14,8
На дифрактограммах (рис. 4), полученных на синхротронном источнике рентгеновского излучения, дополнительно обнаружено небольшое количество карбида кремния в кубической модификации 3С (с пространственной группой F43m ).
к
— ВАС1-8Ю № 3(10 ч) Фазы: Л1 81
81С1 - 8Ю гексагональная фаза 81С2 - 8Ю кубическая фаза
Рис. 4. Дифрактограмма композиции ВАС1 с 81С после помола в течение 10 ч, полученная на синхротронном источнике рентгеновского излучения
В результате проведенного анализа микроструктуры исследованных образцов выявлено, что при механическом легировании порошка алюминиевого сплава ВАС1 частицами карбида кремния происходят следующие процессы:
- внедрение карбида кремния в гранулы алюминиевого сплава ВАС1;
- деформирование гранул алюминиевого сплава ВАС1 и измельчение зерен карбида кремния;
- слипание гранул между собой в агломераты;
- растрескивание и раскалывание агломератов гранул;
- сфероидизация кремниевой фазы в гранулах из литейной структуры;
- переход литейной структуры в структуру деформации.
Целью механического легирования является получение однородной деформированной структуры с равномерным распределением карбида кремния в объеме композиционных гранул. Как отмечено ранее, дефектными композиционными гранулами являются те, в которых наблюдается неравномерное распределение карбида кремния в объеме гранулы, а также не завершен переход литейной структуры в структуру деформации. Структурными особенностями дефектных гранул являются частичное или полное сохранение литейной структуры, а также наличие неизмельченных зерен карбида кремния.
Для оценки доли дефектных частиц выбран метод оптической микроскопии, поскольку данный метод позволяет выявлять дефектные частицы по разнице контраста -дефектные частицы светлее, чем частицы с деформированной структурой (рис. 1). Построены графики зависимости объемной доли дефектных частиц, вытянутости и параметра формы частиц от длительности механического легирования (рис. 5).
Из полученных данных следует, что доля дефектных частиц уменьшается с увеличением длительности механического легирования, при этом доля дефектных частиц больше во фракции 30-60 мкм. Данный факт объясняется тем, что во фракцию 30-60 мкм попадают частицы исходного порошка (фракция 10-63 мкм), не претерпевшие значимой деформации и сохранившие как исходную литую структуру, так и сферическую форму.
Вытянутость и параметр формы частиц являются количественными характеристиками морфологии частиц. Вытянутость частиц фракции 30-60 мкм снижается, а фракции 100-200 мкм возрастает с увеличением длительности механического легирования. При
длительности 30 ч значения пересекаются. Зависимость параметра формы частиц от длительности механического легирования снижается для обеих фракций и совпадает при 30 и 40 ч. Уменьшение вытянутости и параметра формы частиц указывает на стремление частиц к сферической форме. Факт совпадения значений вытянутости и параметра формы частиц при длительности механического легирования 30 ч можно интерпретировать как стремление системы к стационарному прохождению данного процесса.
14
12
а)
8 ^
га
10
а
о
•е
а
1,85 1,8 1,75 1,7 1,65 1,6
0
5,5 5,45 5,4 5,35 5,3 5,25
10 20 30 40
Длительность механического легирования, ч
б)
50
10 20 30 40
Длительность механического легирования, ч
в)
50
10 20 30 40
Длительность механического легирования, ч
50
Рис. 5. Влияние длительности механического легирования на объемную долю дефектных частиц (а), вытянутость частиц (б) и параметр формы частиц (в) для фракций 100-200 ( ■ ) и 30-60 мкм (♦)
8
6
4
2
0
0
Анализ объемной доли фаз показывает, что фракция 30-60 мкм имеет заниженную объемную долю Б1С (—13,5 % (объемн.)), а фракция 100-200 мкм удовлетворительно соответствует —15,5 % (объемн.) Б1С относительно номинальных 15 % (объемн.) в исходной композиции. Объемная доля фазы 81 на 2 % (объемн.) меньше во фракции 100-200 мкм относительно фракции 30-60 мкм. Данные результаты могут быть объяснены следующим образом.
Композитные частицы, которые испытывают соударения с другими частицами и со свободным карбидом кремния, увеличиваются в размерах за счет создания агломератов из соединившихся частиц. Увеличенное количество соударений приводит к локальному разогреву и за счет этого - к росту зоны растворимости кремния в твердом растворе алюминия [14]. Следовательно, во фракции 100-200 мкм фаза кремния может частично раствориться в твердом растворе алюминия, что объясняет уменьшение фазы относительно фракции 30-60 мкм. Таким же образом от количества соударений зависит концентрация карбида кремния, которая из исходных 0 % (объемн.) в гранулах ВАС1 должна возрасти до 15 % (объемн.) в процессе механического легирования. Тем самым во фракции 30-60 мкм закономерно меньше доля Б1С, чем во фракции 100-200 мкм.
Построены графики (рис. 6 и 7) зависимости размеров периодов решетки, размеров областей когерентного рассеяния (ОКР) и микродеформации решетки от длительности механического легирования для фаз Б1С и твердого раствора алюминия.
0,40493 0,40492 0,40491 0,4049
§ 0,40488
& 0,40487 С
0,40486 0,40485
65 60 55 50 45 40 35 30 25
а)
О
0,22
..о о4 0,215
^ к я й 0,21
£ 0,205
0,2
« о
а и 0,195
1 0,19
0,185
0
10 20 30
Продолжительность помола, ч
б)
40
50
10 20 30
Продолжительность помола, ч
в)
40
50
10
40
50
20 30
Продолжительность помола, ч
Рис. 6. Зависимости периода решетки (а), областей когерентного рассеяния (ОКР) (б) и микродеформации (в) твердого раствора алюминия от длительности механического легирования для фракций 100-200 ( ■) и 30-60 мкм (•)
ё 0,40489
0
0
0,30826
0,30825
2
0,30824
0,30823
<1>
1р 0,30822
ч.
о к р 0,30821
0,3082
0,30819
а)
ъ к я й 2 а. о -е
ч
о &
к
0,22
0,2
0,18
0,16
0,14
10 20 30 40
Продолжительность помола, ч б)
50
10 20 30
Продолжительность помола, ч
40
50
Рис. 7. Зависимости периода решетки (а) и микродеформации (б) фазы Б1С (6Н) от длительности механического легирования для фракций 100-200 ( ■) и 30-60 мкм (•)
Более высокие значения микродеформации и более низкие величины ОКР твердого раствора алюминия фракции 100-200 мкм относительно фракции 30-60 мкм указывают на большую степень деформации в крупных частицах, что укладывается в вышеописанную модель формирования частиц разного размера.
Период решетки твердого раствора алюминия для фракции 100-200 мкм больше (среднее значение 0,40491 нм), чем для фракции 30-60 мкм (среднее значение 0,40487 нм), и оба значения больше, чем в исходных гранулах сплава ВАС1 (0,40480 нм). Период решетки зависит от доли растворенного 81 в твердом растворе на основе алюминия, а также от степени деформации [15]. Оба эти фактора присутствуют в данной системе и подтверждают предположение о растворении 81 в матрице твердого раствора на основе алюминия.
Для фазы Б1С микродеформация во фракции 100-200 мкм больше, чем во фракции 30-60 мкм, что указывает на возможное дробление карбидной фазы, выявленное оптической микроскопией. Период решетки фазы Б1С во фракции 100-200 мкм возрастает с увеличением продолжительности помола, что также может указывать на чувствительность этого параметра к деформации фазы.
Исследования, проведенные на синхротронном источнике рентгеновского излучения, позволяют получать фазовый состав в одной отдельно взятой частице в просвечивающем режиме, т. е. со всего ее объема. Частица вращается, что позволяет нивелировать проблему малого количества зерен в зоне облучения, что не реализовано на рентгеновском дифрактометре. Принципиально в будущих работах такая особенность открывает возможность получать зависимости структурных параметров от размеров частиц. В рентгеновском дифрактометре результаты получаются интегральные и зачастую несамодостаточные.
0
0
Заключения
Установлено прохождение пластической деформации кристаллической решетки алюминия, а также дробление частиц SiC, которое сопровождается увеличением периода кристаллической решетки и величины микродеформации. Фазовый анализ образцов после механического легирования не чувствителен к малым долям фаз Al8FeMg3Si6, Al9FeSi3, а также карбида кремния двух модификаций - ромбоэдрической 15R и кубической 3С.
Выявлены различия в объемных долях фаз, периодах решетки и микродеформации фаз SiC и твердого раствора алюминия, а также убывающая зависимость доли исходных частиц от продолжительности помола. Доля дефектных частиц, не подвергшихся внедрению карбидных частиц, уменьшается с увеличением длительности механического легирования, при этом доля дефектных частиц больше во фракции 30-60 мкм.
Гипотеза о влиянии соударений частиц гранул на формирование структуры композиционных частиц при механическом легировании алюминиевого сплава ВАС 1 с карбидом кремния SiC удовлетворительно описывает полученные экспериментальные результаты.
Работа выполнена при финансовой поддержке Министерства науки и высшего образования РФ (Соглашение № 075-11-2021-085 от 22.12.2021).
Список источников
1. Каблов Е.Н. Инновационные разработки ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года» // Авиационные материалы и технологии. 2015. № 1 (34). С. 3-33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
2. Каблов Е.Н. Доминанта национальной технологической инициативы. Проблемы ускорения развития аддитивных технологий в России // Металлы Евразии. 2017. № 3. С. 2-6.
3. Каблов Е.Н., Щетанов Б.В., Гращенков Д.В., Шавнев А.А., Няфкин А.Н. Металломатричные композиционные материалы на основе Al-SiC // Авиационные материалы и технологии. 2012. № S. С. 373-380.
4. Сергеева А.М., Ловизин Н.С., Соснин А.А. О совмещенной технологии непрерывного литья алюминиевых сплавов с одновременной деформацией металла // Авиационные материалы и технологии. 2018. № 2 (51). С. 9-16. DOI: 10.18577/2071-9140-2018-0-2-9-16.
5. Горбовец М.А., Беляев М.С., Рыжков П.В. Сопротивление усталости жаропрочных никелевых сплавов, полученных методом СЛС // Авиационные материалы и технологии. 2018. № 3 (52). С. 50-55. DOI: 10.18577/2071-9140-2018-0-3-50-55.
6. Булина Н.В., Маликов А.Г., Оришич А.М., Клочков Г.Г. Исследование структурно-фазового состава сварных соединений листов алюминий-литиевого сплава В-1469, полученных лазерной сваркой, в зависимости от термообработки // Авиационные материалы и технологии. 2019. № 2 (55). С. 31-39. DOI: 10.18577/2071-9140-2019-0-2-31-39.
7. Лукина Е.А., Зайцев Д.В., Романенко В.А. Структура и свойства композиционного материала на основе алюминиевого сплава с добавлением углеродных нанотрубок // Авиационные материалы и технологии. 2019. № 4 (57). С. 27-34. DOI: 10.18577/2071-9140-2019-0-4-27-34.
8. Асташкин А.И., Бабанов В.В., Селиванов А.А., Ткаченко Е.А., Гусев Д.В., Царев М.В. Улучшение прокаливаемости массивных поковок из сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu путем сбалансированного легирования цинком и магнием // Авиационные материалы и технологии. 2021. № 2 (63). Ст. 04. URL: http://www.journal.viam.ru (дата обращения: 28.11.2022). DOI: 10.18577/2713-0193-2021-0-2-35-42.
9. Щетинина Н.Д., Кузнецова П.Е., Дынин Н.В., Селиванов А.А. Сплавы на основе алюминия с добавками скандия и циркония в аддитивном производстве (обзор) // Авиационные материалы и технологии. 2021. № 3 (64). Ст. 03. URL: http://www.journal.viam.ru (дата обращения: 28.11.2022). DOI: 10.18577/2713-0193-2021-0-3-19-34.
10. Шавнев А.А., Неруш С.В., Курбаткина Е.И., Косолапов Д.В., Медведев П.Н. Исследование структуры металлического композиционного материала системы Al-Si-Mg-SiC, полученного с использованием механического легирования // Известия вузов. Порошковая металлургия и функциональные покрытия. 2022. № 1. С. 17-25. DOI: 10.17073/1997-308X-2022-1-17-25.
11. Famodimu O.H., Stanford M., Oduoza C.F., Zhang L. Effect of process parameters on the density and porosity of laser melted AlSi10Mg/SiC metal matrix composite // Frontiers of Mechanical Engineering. 2018. Vol. 13. P. 520-527.
12. Riquelme A., Rodrigo P., Escalera-Rodríguez M.D., Rams J. Additively Manufactured Al/SiC Cylindrical Structures by Laser Metal Deposition // Materials. 2020. Vol. 13. Is. 15. Art. 3331. DOI: 10.3390/ma13153331.
13. Tang M., Pistorius P.C. Anisotropic Mechanical Behavior of AlSi10Mg Parts Produced by Selective Laser Melting // The Journal of The Minerals, Metals & Materials Society. 2017. Vol. 69. P. 516-522. DOI: 10.1007/s11837-016-2230-5.
14. Диаграммы состояния двойных металлических систем: Д44: справочник в 3 т. / под общ. ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 1996. Т. 1. 992 с.
15. Медведев П.Н., Кашапов О.С., Решетило Л.П. Исследование поверхностных слоев титанового сплава ВТ41 после механической обработки // Вопросы материаловедения. 2022. № 1 (109). С. 54-63.
References
1. Kablov E.N. Innovative developments of FSUE «VIAM» SSC of RF on realization of «Strategic directions of the development of materials and technologies of their processing for the period until 2030». Aviacionnye materialy i tehnologii, 2015, no. 1 (34), pp. 3-33. DOI: 10.18577/2071-91402015-0-1-3-33.
2. Kablov E.N. Dominant of the national technology initiative. Problems of accelerating the development of additive technologies in Russia. Metally of Evrazii, 2017, no. 3, pp. 2-6.
3. Kablov E.N., Shchetanov B.V., Grashhenkov D.V., Shavnev A.A., Nyafkin A.N. Metalmatrix composite materials on the basis of Al-SiC. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2012, no. S, pp.373-380.
4. Sergeeva A.M., Lovizin N.S., Sosnin A.A. About combined technology of continuous casting of aluminum alloys with synchronous deformation of the metal. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2018, no. 2 (51), pp. 9-16. DOI: 10.18577/2071-9140-2018-0-2-9-16.
5. Gorbovets M.A., Belyayev M.S., Ryzhkov P.V. Fatigue strength of heat-resistant nickel alloys produced by selective laser melting. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2018, no. 3, pp. 50-55. DOI: 10.18577/2071-9140-2018-0-3-50-55.
6. Bulina N.V., Malikov A.G., Orishich А.М., Klochkov G.G. Research of the structural-phase composition of laser weld joint depending on the thermal processing of the aluminum alloy V-1469. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2019, no. 2 (55), pp. 31-39. DOI: 10.18577/2071-9140-20190-2-31-39.
7. Lukina E.A., Zaitsev D.V., Romanenko V.A. Structure and properties of a composite material based on aluminum alloy with the addition of carbon nanotubes. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2019, no. 4 (57), pp. 27-34. DOI: 10.18577/2071-9140-2019-0-4-27-34.
8. Astashkin A.I., Babanov V.V., Selivanov A.A., Tkachenko E.A., Gusev D.V., Tsarev M.V. Improving the hardenability of massive forgings from alloys of the Al-Zn-Mg-Cu system by balanced alloying with zinc and magnesium. Aviation materials and technologies, 2021, no. 2 (63), paper no. 04. Available at: http://www.journal.viam.ru (accessed: November 28, 2022). DOI: 10.18577/2713-0193-2021-0-2-35-42.
9. Shchetinina N.D., Kuznetsova P.E., Dynin N.V., Selivanov A.A. Aluminum alloys with additions of Sc and Zr IN additive manufacturing (review) Aviation materials and technologies, 2021, no. 3 (64), paper no. 03. Available at: http://www.journal.viam.ru (accessed: November 28, 2022). DOI: 10.18577/2713-0193-2021-0-3-19-34.
10. Shavnev A.A., Nerush S.V., Kurbatkina E.I., Kosolapov D.V., Medvedev P.N. Investigation of the structure of a metal composite material of the Al-Si-Mg-SiC system obtained using mechanical alloying. Izvestiya vuzov. Poroshkovaya metallurgiya i funktsionalnye pokrytiya, 2022, no. 1, pp. 17-25. DOI: 10.17073/1997-308X-2022-1-17-25.
11. Famodimu O.H., Stanford M., Oduoza C.F., Zhang L. Effect of process parameters on the density and porosity of laser melted AlSi10Mg/SiC metal matrix composite. Frontiers of Mechanical Engineering, 2018, vol. 13, pp. 520-527.
12. Riquelme A., Rodrigo P., Escalera-Rodríguez M.D., Rams J. Additively Manufactured Al/SiC Cylindrical Structures by Laser Metal Deposition. Materials, 2020, vol. 13, is. 15, art. 3331. DOI: 10.3390/ma13153331.
13. Tang M., Pistorius P.C. Anisotropic Mechanical Behavior of AlSi10Mg Parts Produced by Selective Laser Melting. The Journal of the Minerals, Metals & Materials Society, 2017, vol. 69, pp. 516-522. DOI: 10.1007/s11837-016-2230-5.
14. Diagrams of the state of binary metal systems: D44: a reference book in 3 vols. Ed. N.P. Lyakishev. Moscow: Mashinostroenie, 1996, vol. 1, 992 p.
15. Medvedev P.N., Kashapov O.S., Reshetilo L.P. Investigation of surface layers of titanium alloy VT41 after mechanical processing. Voprosy materialovedeniya, 2022, no. 1 (109), pp. 54-63.
Информация об авторах
Житнюк Сергей Викторович, ведущий инженер, к.т.н., НИЦ «Курчатовский институт» -ВИАМ, admin@viam.ru
Медведев Павел Николаевич, начальник сектора, к.ф.-м.н., НИЦ «Курчатовский институт» -ВИАМ, admin@viam.ru
Information about the authors
Sergey V. Zhitnyuk, Leading Engineer, Candidate of Sciences (Tech.), NRC «Kurchatov Institute» -VIAM, admin@viam.ru
Pavel N. Medvedev, Head of Sector, Candidate of Sciences (Phys. & Math.), NRC «Kurchatov Institute» - VIAM, admin@viam.ru
Статья поступила в редакцию 05.12.2022; одобрена и принята к публикации после рецензирования 08.12.2022.
The article was submitted 05.12.2022; approved and accepted for publication after reviewing 08.12.2022.
