Rashkovets M.V., Nikulina A.A., Klimova-Korsmik O.G., Babkin K.D., Matts O.E., Mazzarisi M. 2020 Vol. 22 No. 3

ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ Том 22 № 3 2020 74 МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ Рис . 5. Основная зона роста столбчатых кристаллов ( а ); переходная зона слоя ( б ) Fig. 5. The area of dendritic structure ( a ); transition area ( б ) тации [21], окружающая область матрицы обла - дает повышенной микросегрегацией ниобия , что создает неблагоприятные условия для формиро - вания и равномерного распределения γ″ –Ni 3 Nb в объеме материала [22]. Напротив , сформиро - ванная дискретная морфология , как указывается в ранних исследованиях [23, 24], деформируется совместно с матрицей и не вызывает образова - ния пор и трещин . Размер карбидов основной зоны достигал 1,3 мкм , при этом преобладала кубическая мор - фология частиц с присутствием укрупненных частиц круглой геометрии ( рис . 5, а ). Карбиды переходной зоны отличались исключительно круглой измельченной формой порядка 0,3 мкм ( рис . 5, б ). Смена геометрии фазы Лавеса аналогична изменениям , происходящим при термической обработке жаропрочных никелевых сплавов , направленной на уменьшение и дискретиза - цию вытянутых частиц фазы [19]. Вместе с тем изменение морфологии карбидных частиц свя - зано с фазовым переходом по типу реакции MC + γ → M 23 C 6 + γ′ , осуществляемой также при дополнительной термической обработке [1]. Стехиометрическая формула карбида первого типа в соответствии с элементным картирова - нием определена как TiC ( рис . 6, а , б ). Форми - рование вторичных карбидов типа M 23 C 6 имеет преимущесто над типом M 6 C 5 , так как отноше - ние концентраций хрома к молибдену превы - шает 3 [25], что подтверждается результатами ПЭМ ( рис . 6, в , г ). Помимо хаотично расположенных карбидов и фазы Лавеса в составе материала была иден - тифицирована δ –Ni 3 Nb- фаза ( рис . 7, а , б ). Окру - глая морфология части указывает на начальную стадию формирования фазы , которое может про - исходить двумя способам [26]. В первом случае частицы орторомбической фазы могут возникать на границах раздела фаз , где зачастую это грани - ца фазы Лавеса с матрицей или двойникования . Во втором случае δ - фаза образуется по реакции γ″ → δ . С учетом высоких скоростей охлаждения при лазерной обработке , а также согласно рас - четной изотермической диаграмме фазовых пре - вращений в сплаве Inconel 718 ( рис . 8) основные упрочняющие фазы не успевают осаждаться из твердого раствора матрицы . Кроме того , значи - тельный объем сформированной фазы Лавеса ( рис . 6, д ) и присутствие δ - фазы обедняют окру - жающую матрицу ниобием и еще больше за - трудняют процесс образования γ″ - фазы [27, 28]. Результаты ПЭМ также не подтверждают при - сутствие γ′ / γ″ - фаз . Таким образом , формирова - ние δ - фазы происходит по первому механизму . В исследовании [29] отмечают , что неболь - шое количество δ - фазы по границам зерен яв - ляется дополнительным источником зерногра - ничного упрочнения в дополнении к основным упрочняющим фазам , улучшающим тем самым пластичность материала при растяжении . Испытания на растяжение при комнатной температуре с продольным и поперечным на - правлением слоев представлены в табл . 2. Схема образцов изображена на рис . 9. В обоих случаях образцы показали низкую прочность на разрыв по сравнению со стандартным значением литого материала (860 МПа ). Однако при минимальном значение δ согласно UNS N07718 в 12 % [13]