Особенности структуры металла торцевых наплавок монокристаллических лопаток из никелевых суперсплавов
Исследованы особенности кристаллографии и структуры металла наплавок на свободные торцы монокристаллических лопаток из никелевого жаропрочного сплава ЖС-26. Установлена их зависимость от кристаллографической ориентации исходного металла. Показано, что наследование кристаллографической ориентации и и...
Saved in:
| Published in: | Автоматическая сварка |
|---|---|
| Date: | 2009 |
| Main Authors: | , , , , , |
| Format: | Article |
| Language: | Russian |
| Published: |
Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України
2009
|
| Subjects: | |
| Online Access: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/100914 |
| Tags: |
Add Tag
No Tags, Be the first to tag this record!
|
| Journal Title: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Cite this: | Особенности структуры металла торцевых наплавок монокристаллических лопаток из никелевых суперсплавов / К.А. Ющенко, Б.А. Задерий, А.В. Звягинцева, В.С. Савченко, И.С. Гах, О.П. Карасевская // Автоматическая сварка. — 2009. — № 8 (676). — С. 46-53. — Бібліогр.: 12 назв. — рос. |
Institution
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| _version_ | 1860250106897367040 |
|---|---|
| author | Ющенко, К.А. Задерий, Б.А. Звягинцева, А.В. Савченко, В.С. Гах, И.С. Карасевская, О.П. |
| author_facet | Ющенко, К.А. Задерий, Б.А. Звягинцева, А.В. Савченко, В.С. Гах, И.С. Карасевская, О.П. |
| citation_txt | Особенности структуры металла торцевых наплавок монокристаллических лопаток из никелевых суперсплавов / К.А. Ющенко, Б.А. Задерий, А.В. Звягинцева, В.С. Савченко, И.С. Гах, О.П. Карасевская // Автоматическая сварка. — 2009. — № 8 (676). — С. 46-53. — Бібліогр.: 12 назв. — рос. |
| collection | DSpace DC |
| container_title | Автоматическая сварка |
| description | Исследованы особенности кристаллографии и структуры металла наплавок на свободные торцы монокристаллических лопаток из никелевого жаропрочного сплава ЖС-26. Установлена их зависимость от кристаллографической ориентации исходного металла. Показано, что наследование кристаллографической ориентации и изменение структурного состояния исходного металла металлом наплавки подчиняется в общем тем же качественным закономерностям, что и при сварке.
Peculiarities of crystallography and structure of metal deposited on free edges of single-crystal blades made from heat-resistant alloy JS-26 are considered. Their dependence upon the crystallographic orientation of the initial metal has been established. It is shown that, in general, inheritance of the crystallographic orientation and changes in the structural state of the initial metal by the deposited metal in cladding obeys the same qualitative mechanisms as in welding.
|
| first_indexed | 2025-12-07T18:42:06Z |
| format | Article |
| fulltext |
УДК 621.791:669.2
ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРЫ МЕТАЛЛА
ТОРЦЕВЫХ НАПЛАВОК МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ
ЛОПАТОК ИЗ НИКЕЛЕВЫХ СУПЕРСПЛАВОВ
Академик НАН Украины К. А. ЮЩЕНКО, Б. А. ЗАДЕРИЙ, А. В. ЗВЯГИНЦЕВА, кандидаты техн. наук,
В. С. САВЧЕНКО, д-р техн наук, И. С. ГАХ, инж. (Ин-т электросварки им. Е. О. Патона НАН Украины),
О. П. КАРАСЕВСКАЯ, канд. физ.-мат. наук (Ин-т металлофизики им. Г. В. Курдюмова НАН Украины)
Исследованы особенности кристаллографии и структуры металла наплавок на свободные торцы монокристаллических
лопаток из никелевого жаропрочного сплава ЖС-26. Установлена их зависимость от кристаллографической
ориентации исходного металла. Показано, что наследование кристаллографической ориентации и изменение струк-
турного состояния исходного металла металлом наплавки подчиняется в общем тем же качественным закономер-
ностям, что и при сварке.
К л ю ч е в ы е с л о в а : электронно-лучевая наплавка, при-
садочный материал, монокристаллы, жаропрочные никеле-
вые суперсплавы, кристаллографическая ориентация, форма
фронта кристаллизации, термический градиент, направле-
ние преимущественной кристаллизации, плотность дисло-
каций
Систематизация эксплуатационных повреждений
лопаток ГТД, выполненная авторами настоящей
работы, а также данные работ [1–3] показывают,
что основная доля дефектов приходится на кром-
ку. Из них одна большая часть (50…90 %) —
на входную, другая — на торец и выходную кром-
ку. Ремонт указанных повреждений главным об-
разом осуществляют дуговой или плазменной
наплавкой и электронным лучом. В лопатках, по-
лученных способом направленной кристалли-
зации, на ремонтируемую кромку выходит моно-,
би- или трикристалл. Кристаллографическая ори-
ентация наплавляемой кромки определяется рас-
положением дефекта.
Известно, что при сварке монокристаллов жа-
ропрочных суперсплавов на основе никеля струк-
тура металла шва в первую очередь определяется
кристаллографической ориентацией исходного
металла и направлением сварки [4–9].
Специфика термодеформационного цикла,
форма фронта застывания ванны расплавленного
металла и другие особенности обусловливают раз-
личие в структуре швов и наплавленного металла.
Целью настоящего исследования являлось изуче-
ние влияния исходной кристаллографической
ориентации подложки наплавляемого монокрис-
талла на степень наследования ее наплавленным
металлом и особенности структурных изменений
в исходном монокристалле.
С целью получения сопоставимых результатов,
исключающих влияние на структуру естествен-
ных флуктуаций, условий и режимов выращива-
ния и наплавки образцов разной поставки, иссле-
дования выполняли на бикристаллах и только кон-
трольные — на монокристаллах.
Исходные заготовки размером 60 80 мм ни-
келевого суперсплава ЖС-26 получали в процессе
выращивания монокристаллических пластин тол-
щиной 6…8 мм способом высокоскоростной нап-
равленной кристаллизации. Химический состав
сплава, мас. %: 0,8…1,2 V; 4,3…5,6 Cr; 0,8…1,2
Ti; 0,8…1,4 Mo; 10,9…12,5 W; 8,0…10,0 Co;
4,5…8,0 Al; 1,4…1,8 Nb; 0,22…0,27 Mn; 0,9…1,1
Fe; 0,13…0,18 C. Один из кристаллов выбрали
таким образом, чтобы его кристаллографическая
ориентация была близка к направлению осей вы-
сокой симметрии. Наплавку осуществляли пос-
лойно электронным лучом на торец пластины с
применением присадочного материала того же
состава, что и исходный сплав. Высота наплав-
ляемого за один проход слоя составляла
1,5…2,0 мм. В экспериментах наплавляли до трех
слоев (рис. 1). Значения параметров режимов нап-
лавки ограничивались необходимостью получе-
ния качественного формирования наплавленного
металла (отсутствие наплывов, сплавление с ос-
новным металлом (ОМ), плавная форма поверх-
ности), а также отсутствием трещин.
Выполненные исследования показали, что
склонность к образованию трещин монокристал-
лов конкретного сплава при наплавке на торец
определяется высотой наплавленного слоя; коли-
чеством проходов; исходными кристаллографи-
ческой ориентацией и структурой.
При высоте наплавленного металла до 1 мм
трещины наблюдаются весьма редко. Увеличение
высоты наплавленного металла, как и количества
проходов, повышает вероятность образования
© К. А. Ющенко, Б. А. Задерий, А. В. Звягинцева, В. С. Савченко, И. С. Гах, О. П. Карасевская, 2009
46 8/2009
трещин. Неблагоприятная для наследования крис-
таллографическая ориентация, не совпадающая с
осями высокой симметрии исходного монокрис-
талла (как и наличие в нем высокоугловых границ
зерен) ведет к искажению исходной структуры,
формированию зерен другой ориентации, обра-
зованию трещин. Однако при небольшой (меньше
6°) разориентации зерен, «мягком» термическом
цикле (скорость наплавки 10…20 м/ч, подогрев
400…600 °С) и небольшой высоте наплавленного
металла трещины не образуются. При наличии
большеугловых границ зерен трещины могут за-
рождаться не только в наплавленном металле, но
и в металле ЗТВ, на некотором отдалении от
линии сплавления, что, очевидно, в большей мере
связано не со структурными превращениями (из-
мельчение γ′-фазы и пр.), а с особенностями рас-
пределения термических напряжений. Следует
также отметить, что при наплавке вероятность об-
разования трещин гораздо ниже, чем при сварке
пластин встык, что, очевидно, связано с особен-
ностями распределения сварочных напряжений по
сечению соединения, их значением и более бла-
гоприятной геометрией фронта кристаллизации
(рис. 1), а следовательно, и совершенством струк-
туры наплавленного металла.
Исследования выполняли на продольных и по-
перечных шлифах с применением методов опти-
ческой металлографии и рентгеновской дифрак-
тометрии. Оценивали распределение интенсив-
ности рассеянного рентгеновского излучения
вблизи узлов обратной решетки. Изучали участки
при облучении площади размерами 0,3 2 мм и
положении рефлекса в направлении, перпендику-
лярном плоскости наплавленного металла, пере-
ходя последовательно от ОМ к наплавленному,
при этом облучаемая (исследуемая) область ос-
тавалась параллельной линии сплавления (кромке
образца). Изучали 36 участков на поверхности об-
разца шириной 10 мм. Шаг перемещения состав-
лял 0,28 мм. Более подробно суть методики из-
ложена в работах [7–9].
Из рассмотрения полюсных фигур (рис. 2) вид-
но, что в кристалле II исследуемого образца ори-
ентация поверхности пластины и наплавленного
металла (кромки, по которой выполняли наплав-
ку) одинаковы и соответствуют с точностью до
2° ориентации <100>. В кристалле I ориентация
пластины (013), а поверхности (кромки) наплав-
ленного металла <100>. Таким образом, поверх-
ности кристаллов, по которым и выполняли нап-
лавку, являются плоскостями зоны <100>. Мор-
фология кристаллической структуры и кристал-
лография наплавленных образцов кристаллов I и
II представлены на рис. 3, 4. Из рисунков видно,
что исходная кристаллографическая ориентация
на мезоуровне наследуется достаточно точно, при
значительном измельчении элементов структуры
шва.
Как видно из рис. 5, положение максимума
распределения Iq|| отражений в ОМ и наплавлен-
ном металле совпадают, т. е. сохраняются зна-
чения параметров решеток γ- и γ′-фаз [10]. Ши-
рина отражения в наплавленном металле возрас-
тает по сравнению с ОМ на 10…15 % в кристалле
I и на 4 % (на уровне погрешности) в кристалле
II. Таким образом, дефектность (плотность дис-
локаций) структуры металла при наплавке на не-
симметрично сориентированном кристалле I го-
раздо больше, чем на симметрично сориентиро-
ванном II. Однако это возрастание (отличие) го-
раздо меньше, чем при сварке [8, 9].
Форма и ширина распределения отражений Iq⊥
в ОМ (рис. 6, а, д) имеет типичный вид для рос-
товых монокристаллов — во всех азимутальных
Рис. 1. Внешний вид (а, 5) и макрошлиф (б, 25) трехслой-
ной наплавки на торец образца (направление наплавки [013],
плоскость наплавки (100), плоскость шлифа (031))
Рис. 2. Полосные фигуры {220} для кристалла II (а) и I (б)
(квадрат — ориентация (001). Направление наплавки в крис-
талле II — <010>, I — <013>; плоскости шлифа в кристалле
II — {001}, I — {031}
8/2009 47
направлениях плавная, а изоинтенсивные линии
эллипсовидные. Как видно из рис. 6, а, отражение
(024) для кристалла II находится точно на вер-
тикали (355° — приборные координаты на рис. 6,
следовательно, 5° — отклонение от вертикали).
Стрелка на рис. 6, а показывает направление нап-
лавки на шлифе вдоль линии сплавления. В ЗТВ
на изоинтенсивных линиях наблюдается измене-
ние первоначальной эллипсовидной формы рас-
пределения Iq⊥. Параллельно линии сплавления
наблюдается уширение в направлении выполне-
ния наплавлки (рис. 6, б), которое усиливается
в зоне сплавления (ЗС) (рис. 6, в), т. е. имеет
место разворот вокруг направления, перпендику-
лярного к поверхности наплавки. В наплавленном
металле наблюдаются единичные отражения сла-
бой интенсивности, что соответствует наличию
зерен другой ориентации (см. рис. 3). В слоях,
ближайших к ОМ, ширина изоинтенсивных линий
максимальная (рис. 6, в). В слоях, удаленных от
ОМ (рис. 6, г), при наблюдаемом уширении в
направлении, параллельном линии сплавления,
ширина отражения уменьшается перпендикулярно
линии сплавления. Так как размытие рефлекса от-
Рис. 3. Микрошлифы ( 50) и кристаллография наплавленных
образцов (темное поле) кристалла I: а — продольный; б —
поперечный шлиф (стрелки — зерна другой ориентации в
наплавленном металле)
Рис. 4. Микрошлифы ( 50) и кристаллография наплавленных
образцов (темное поле) кристалла II: а — продольный; б —
поперечный шлиф
Рис. 5. Распределение интенсивности Iq|| на разных участках
в сварном соединении (а): 1 — металл шва у ЗС; 2 — ось шва;
3 — ЗТВ; 4 — ОМ; наплавленном металле (б, в) (б — крис-
талл I, отражение (420); в — II, (133)): 1 — ОМ; 2 — наплав-
ленный. Ориентация поверхности сплавления в сварном
соединении {011}, в наплавленном — {100}
48 8/2009
ражает направление преимущественных напряже-
ний в плоскости образца, можно сделать вывод
о наличии значительных продольных напряжений
у линии сплавления и их уменьшение у повер-
хности наплавленного металла.
В отличие от кристалла II в кристалле I на
вертикали (359° — приборные координаты на
рис. 6, следовательно, 1° — отклонение от вер-
тикали) располагается отражение (311). Как и в
кристалле II, в ЗТВ кристалла I изоинтенсивные
линии распределения Iq⊥ расширяются в направ-
лении, параллельном линии сплавления, эллип-
совидные кривые трансформируются в круглые.
В ЗС наблюдается разворот вокруг направления,
перпендикулярного дендритам в ОМ (рис. 6, ж),
т. е. проекция уширения на плоскость образца
перпендикулярна проекции дендритов на эту же
плоскость. Уже на линии сплавления видны от-
ражения другой ориентации, отклоняющиеся от
основного рефлекса преимущественно в направ-
лении его размытия (рис. 6, ж). В наплавленном
металле, в слоях, ближайших к ОМ, в распреде-
лении Iq⊥ с увеличением ширины отражения в
различных направлениях наблюдаются и локали-
зованные, несимметричные участки повышенной
интенсивности (рис. 6, ж), что характерно и для
сварных швов. В слоях, удаленных от ОМ (рис. 6,
з), на изоинтенсивных кривых наблюдается уши-
рение в разных направлениях — как перпенди-
кулярных проекции направления дендритов на
плоскость образца, так и в другом направлении.
Таким образом, остаточные напряжения в отличие
от кристалла II с однородным их распределением
в кристалле I локально неоднородны. Очевидно,
сказывается несимметричность кристаллографи-
ческой ориентации исходного монокристалла с
осями высокой симметрии.
Следует отметить, что при довольно четком нас-
ледовании всеми слоями многослойной наплавки
исходной кристаллографической ориентации рас-
смотренных монокристаллов (см. рис. 3, 4) имеют
место следующие особенности, которые не столь
значительны в численном выражении, однако
важны для понимания механизма наследования.
В наплавках на кристаллы I и II (рис. 7, а)
наблюдается изменение ориентации в плоскости
шлифа на 1,5° вблизи ЗС, а затем по мере удаления
от линии сплавления ориентация наплавленного
металла приближается к ОМ. Разворот в крис-
таллах I и II примерно одинаковый, а характер
этого изменения вблизи ЗС разный. В кристалле
II (ориентация в плоскости шлифа (001)) разворот
Рис. 6. Изоинтенсивные распределения ин-
тенсивности Iq⊥ отражения (024) для крис-
талла II (а–г) и отражения (311) для
кристалла I (д–з): а, д — ОМ; б, е — ЗТВ; в,
ж — ЗС; г, з — наплавленный металл (чис-
ленные значения по осям даны в градусах)
8/2009 49
в зоне сплавления плавный, а в кристалле I (ори-
ентация (013)) — скачкообразный с появлением
в распределении интенсивности Iq⊥ локальных не-
однородностей и фрагментации кристалла
(рис. 8). Вероятно, разворот связан с несовпаде-
нием направления термического градиента с нор-
малью к поверхности (кромки) образца, а значит
и формой фронта затвердевания сварочной ванны.
Для кристалла II это ведет к плавному изменению
ориентации в наплавленной зоне и скачкообраз-
ному для кристалла I, что, возможно, также свя-
зано с кристаллографией образцов, симметричной
для II образца и асимметричной для I.
В кристаллах I и II наблюдается изменение
ориентации наплавленного металла также отно-
сительно плоскости образца (рис. 7, б). Разворот
в кристалле II примерно 1, в кристалле I примерно
2°. Изменение ориентации в кристалле II начи-
нается в ЗС, в кристалле I — в ЗТВ. Разворот
в ЗТВ, очевидно, происходит в результате воз-
росшей плотности дислокаций (что видно из рас-
пределений интенсивности Iq⊥) под действием
сварочных напряжений. По-видимому, исходная
кристаллографическая ориентация и разворот (2°)
являются причинами фрагментации кристалла
(появления зерен другой ориентации, локальной
неоднородности в распределении Iq⊥). В кристал-
ле II на внешнем крае заметно уменьшение из-
менения ориентации по отношению к ОМ, а в
кристалле I поворот на внешней кромке образца
нарастает.
Очевидно, что соотношение направления мак-
симального термического градиента (форма сва-
рочной ванны) и направления преимущественного
роста являются основными факторами, влияющи-
Рис. 7. Изменение ориентации по сечению пластины в сварном соединении и наплавленном металле по отношению к
поверхности сплавления (а) и направлению сварки или наплавки (б): 1 — поверхность сплавления {110} (15…18° к {310});
2 — {310}; 3 — {100}; 4 — {100}; «0» — ЗС наплавленного металла и сварного шва; ширина швов и высота наплавок
примерно 3 мм
Рис. 8. Изменение максимальной интенсивности распределения Iq⊥ по высоте наплавки для кристалла I, отражение (420) (а)
и кристалла II, отражение (113) (б)
50 8/2009
ми на особенности структурообразования в нап-
лавленном металле.
Наблюдается сильное отличие интенсивности
Iq⊥ в наплавленном металле на кристаллах I и II
(рис. 8). В кристалле II интенсивность в наплав-
ленном металле на значительном расстоянии от
ОМ постоянная (хотя и ниже, чем в ОМ). В крис-
талле I интенсивность в наплавленном металле
снижается непрерывно с удалением от ОМ. Мож-
но выделить такие особенности поведения интен-
сивности: интенсивность отражения в наплавлен-
ном металле значительно ниже (в 2 раза), чем в
ОМ (кристалл II). Есть провал интенсивности на
стыке ОМ и первого слоя наплавленного металла.
Абсолютные значения интенсивности отражений
могут уменьшаться также в результате измельчения
структуры [11], так как когда структурные состав-
ляющие становятся более мелкими, дифракция из-
лучения на них приводит к необратимому выходу
рентгеновского пучка из интервала углов диф-
Рис. 9. Трехмерное (а) и изоинтенсивное (б) распределение интенсивности Iq⊥ отражения (331) в исходном материале
(численные значения по осям даны в градусах)
Рис. 10. Распределение интенсивности Iq⊥ отражений (331) в зоне сварного шва (а, в) и наплавки (б, г) при разных
поверхностях сплавления: а, б, в — {310}, г — {100} (численные значения по осям даны в градусах)
8/2009 51
ракции [10, 12]. При микроструктурном иссле-
довании наплавленного металла видно, что рас-
стояние между дендритами уменьшилось в 5…10
раз.
Особо следует отметить, что в наплавленном
металле на кристалле II интенсивность Iq⊥ умень-
шается примерно в 2 раза и остается неизменной
по всей высоте наплавленного металла. В крис-
талле I с таким же измельчением дендритов в
наплавленном металле интенсивность непрерыв-
но уменьшается, что может быть связано с фраг-
ментацией кристалла и появлением зерен другой
ориентации в облучаемом объеме. Количество зе-
рен случайной ориентации в наплавленном ме-
талле кристалла I увеличивается в направлении
к краю по высоте. Это соответствует наличию
локальных неоднородностей и образованию до-
полнительных к основным случайных отражений
в распределении Iq⊥ для кристалла I. Таким об-
разом, рассмотренный характер изменения опре-
деляется тем, насколько близка (совпадают) ори-
ентация фронта кристаллизации к направлению
преимущественного роста кристалла.
Вероятно, наблюдаемые структурные и крис-
таллографические изменения по высоте наплав-
ленного металла также связаны с последователь-
ным выклиниванием дендритов неблагоприятной
кристаллографической ориентации, а увеличение
количества зерен другой ориентации связано с пе-
реохлаждением поверхности наплавленного ме-
талла вследствие испарения.
Анализируя результаты, полученные при ис-
следовании структурных изменений в процессе
наплавки на кромку монокристаллов жаропроч-
ных никелевых сплавов, можно заключить, что
наследование исходных структурных состояний
и кристаллографии наплавленного металла под-
чиняется тем же качественным закономерностям,
что и при сварке [7–9, 12]:
— сохраняется монокристалличность и общая
кристаллографическая ориентация;
— имеет место четкая зависимость наследо-
вания исходного структурного состояния от асим-
метрии кристаллографии исходного металла (под-
ложки) и направления наплавки (сварки);
— значительно уменьшаются размеры струк-
турных составляющих и увеличивается плотность
дислокаций в наплавленном металле (шве);
— параметры решетки γ- и γ′-фаз (в пределах
ошибки) остаются практически неизменными на
всех участках (см. рис. 5);
— вероятно, что возникновению трещин в нап-
лавленном металле, как и при сварке, способс-
твует формирование локальных зон напряжений,
связанных с неоднородным распределением дис-
локаций.
В наплавленном металле на торце в связи с
более плоской формой макрофронта кристалли-
зации, а следовательно, более однонаправленным
теплоотводом, а также меньшими сварочными
напряжениями по сравнению со сварными швами,
имеют место:
— более однородное распределение дислока-
ций (рис. 6, 10);
— снижение отклонения кристаллографичес-
кой ориентации наплавленного металла от исход-
ной в 2…3 раза (см. рис. 7);
— уменьшение в 8…10 раз количества зерен
случайной ориентации при отклонении кристал-
лографической ориентации наплавляемых кромок
от направления осей высокой симметрии (рис. 9,
10);
— возрастание плотности дислокаций: для
сварных швов, полученных при низких скоростях
сварки (примерно 10…20 м/ч), плотность дисло-
каций возрастает в 6…8 раз, а при высоких (при-
мерно 60…80 м/ч) — в 15…20 по сравнению с
исходной (см. рис. 5, 6, 9, 10).
Выводы
1. Качество наплавки на торец монокристаллов
литейных жаропрочных никелевых сплавов соиз-
меряется геометрией наплавленного металла, от-
сутствием трещин, степенью отклонения кристал-
лографической ориентации шва от исходной
подложки, наличием зерен другой ориентации,
плотностью, концентрацией и распределением
дислокаций.
2. Склонность к образованию трещин в ос-
новном зависит от скорости наплавки, высоты ва-
лика, кристаллографической ориентации исходно-
го металла и шва.
3. Степень отклонения кристаллографической
ориентации от исходной, образование зерен дру-
гой ориентации, плотность и распределение дис-
локаций зависит при практически плоском мак-
рофронте кристаллизации главным образом от
кристаллографической ориентации исходного мо-
нокристалла, направления выполнения шва по от-
ношению к осям высокой симметрии и совершен-
ства его монокристаллической структуры.
4. В объеме исследованных режимов и условий
наплавки на торец монокристаллов жаропрочных
никелевых сплавов имеет место наследование
кристаллографической ориентации исходного ме-
талла при достаточно совершенной монокристал-
лической структуре.
5. Наплавку на торец монокристаллов литей-
ных жаропрочных сплавов типа ЖС-26 рекомен-
дуется осуществлять на материале, сориентиро-
ванном близко к осям высокой симметрии с при-
менением присадочного материала толщиной
1…1,5 мм того же химического состава при вы-
соте наплавленного металла за один проход не
более 2 мм. Скорость наплавки рекомендуется в
пределах 10…15 м/ч.
52 8/2009
1. Смолин А. А., Спорягина Н. М. Оценка механической
повреждаемости ротора компрессора в эксплуатации //
Ресурс и надежность ГТД. — М.: ЦИАМ, 1976. — С. 66–
72.
2. Ильченко Г. А., Андреев В. И., Гусева Т. П. Анализ экс-
плуатационных дефектов и вопросы ремонта лопаток
ГТД // Материалы ХI конф. молодых ученых НИАТ. —
М.: ОНТИ, НИАТ, 1979. — С. 49–52.
3. Каблов Е. Н. Литые лопатки газотурбинных двигателей.
Сплавы, технология, покрытия. — М.: МИСИС, 2001. —
650 с.
4. Pollock T. M., Murphy W. H. The breakdown of single-crys-
tal solidification in high refractory nickel-base alloys // Me-
tall. Mater. Trans. A. — 1996. — 27. — P. 1081–1094.
5. Stray grain formation in single crystal Ni-base superalloy
welds / J.-W. Park, S. S. Baby, J. M. Vitek et al. // J. of
Appl. Phys. — 2003. — 94, № 6. — P. 4203–4209.
6. Single crystal laser deposition of superalloy / M. Gaumann,
C. Bezencon, P. Canalis, W. Kurz // Sci. and Technol. of
Adv. Materials. — 2001. — 49. — P. 1051–1062.
7. Особенности кристаллического строения сварных сое-
динений монокристаллов / Б. А. Задерий, К. А. Ющенко,
О. П. Карасевская и др. // Автомат. сварка. — 2003. —
№ 5. — С. 14–21.
8. Структурные изменения в процессе сварки монокрис-
таллов никелевых суперсплавов при кристаллографичес-
ки асимметричном расположении сварочной ванны /
К. А. Ющенко, Б. А. Задерий, О. П. Карасевская и др. //
Металлофизика и новейшие технологии. — 2006. — 28,
№ 11. — С. 1509–1527.
9. Склонность к образованию трещин и структурные изме-
нения при ЭЛС монокристаллов жаропрочных никеле-
вых суперсплавов / К. А. Ющенко, Б. А. Задерий, О. П.
Карасевская и др. // Автомат. сварка. — 2008. — № 2. —
С. 10–19.
10. Рентгенография в физическом материаловедении / Под
ред. Ю. А. Багаряцкого. — М.: Металлургиздат, 1961. —
368 с.
11. Овсиенко Д. Г., Соснина Е. И. О получении мо-
нокристаллов заданной ориентации из расплавов // Физ.-
хим. мех. материалов. — 1956. — № 2. — С. 16–18.
12. Сварка и наплавка жаропрочных никелевых сплавов с
монокристаллической структурой / К. А. Ющенко, Б. А.
Задерий, О. П. Карасевская и др. // Автомат. сварка. —
2008. — № 11. — С. 1–7.
Peculiarities of crystallography and structure of metal of the claddings on free ends of single crystal blades of nickel
superalloy JS-26 were studied. Their dependence on crystallographic orientation of initial metal was established. It is
shown that, in general, inheritance of crystallographic orientation and changes of structural state of the initial metal in
cladding obey the same qualitative rules as in welding.
Поступила в редакцию 03.02.2009
С В АР НЫЕ М О С Т О ВЫЕ К О Н С Т Р У К Ц И И
Строительство Подольско-Воскресенского мостового перехода через р. Днепр в Киеве.
ИЭС им. Е. О. Патона НАНУ осуществляет разработку технологии сварки,
научно-инженерное сопровождение при монтаже металлоконструкций,
выполняет входной контроль прибывающих на строительство металлоконструкций.
ИЭС им. Е. О. Патона НАНУ,
Киев-150, ул. Боженко, 11.
Тел.: 287-62-13;
факс: (38044) 528-04-86;
E-mail: office@paton.kiev.ua
8/2009 53
|
| id | nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-100914 |
| institution | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| issn | 0005-111X |
| language | Russian |
| last_indexed | 2025-12-07T18:42:06Z |
| publishDate | 2009 |
| publisher | Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України |
| record_format | dspace |
| spelling | Ющенко, К.А. Задерий, Б.А. Звягинцева, А.В. Савченко, В.С. Гах, И.С. Карасевская, О.П. 2016-05-28T13:30:43Z 2016-05-28T13:30:43Z 2009 Особенности структуры металла торцевых наплавок монокристаллических лопаток из никелевых суперсплавов / К.А. Ющенко, Б.А. Задерий, А.В. Звягинцева, В.С. Савченко, И.С. Гах, О.П. Карасевская // Автоматическая сварка. — 2009. — № 8 (676). — С. 46-53. — Бібліогр.: 12 назв. — рос. 0005-111X https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/100914 621.791:669.2 Исследованы особенности кристаллографии и структуры металла наплавок на свободные торцы монокристаллических лопаток из никелевого жаропрочного сплава ЖС-26. Установлена их зависимость от кристаллографической ориентации исходного металла. Показано, что наследование кристаллографической ориентации и изменение структурного состояния исходного металла металлом наплавки подчиняется в общем тем же качественным закономерностям, что и при сварке. Peculiarities of crystallography and structure of metal deposited on free edges of single-crystal blades made from heat-resistant alloy JS-26 are considered. Their dependence upon the crystallographic orientation of the initial metal has been established. It is shown that, in general, inheritance of the crystallographic orientation and changes in the structural state of the initial metal by the deposited metal in cladding obeys the same qualitative mechanisms as in welding. ru Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України Автоматическая сварка Научно-технический раздел Особенности структуры металла торцевых наплавок монокристаллических лопаток из никелевых суперсплавов Peculiarities of structure of metal deposited on edges of single-crystal blades made from nickel superalloys Article published earlier |
| spellingShingle | Особенности структуры металла торцевых наплавок монокристаллических лопаток из никелевых суперсплавов Ющенко, К.А. Задерий, Б.А. Звягинцева, А.В. Савченко, В.С. Гах, И.С. Карасевская, О.П. Научно-технический раздел |
| title | Особенности структуры металла торцевых наплавок монокристаллических лопаток из никелевых суперсплавов |
| title_alt | Peculiarities of structure of metal deposited on edges of single-crystal blades made from nickel superalloys |
| title_full | Особенности структуры металла торцевых наплавок монокристаллических лопаток из никелевых суперсплавов |
| title_fullStr | Особенности структуры металла торцевых наплавок монокристаллических лопаток из никелевых суперсплавов |
| title_full_unstemmed | Особенности структуры металла торцевых наплавок монокристаллических лопаток из никелевых суперсплавов |
| title_short | Особенности структуры металла торцевых наплавок монокристаллических лопаток из никелевых суперсплавов |
| title_sort | особенности структуры металла торцевых наплавок монокристаллических лопаток из никелевых суперсплавов |
| topic | Научно-технический раздел |
| topic_facet | Научно-технический раздел |
| url | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/100914 |
| work_keys_str_mv | AT ûŝenkoka osobennostistrukturymetallatorcevyhnaplavokmonokristalličeskihlopatokiznikelevyhsupersplavov AT zaderiiba osobennostistrukturymetallatorcevyhnaplavokmonokristalličeskihlopatokiznikelevyhsupersplavov AT zvâgincevaav osobennostistrukturymetallatorcevyhnaplavokmonokristalličeskihlopatokiznikelevyhsupersplavov AT savčenkovs osobennostistrukturymetallatorcevyhnaplavokmonokristalličeskihlopatokiznikelevyhsupersplavov AT gahis osobennostistrukturymetallatorcevyhnaplavokmonokristalličeskihlopatokiznikelevyhsupersplavov AT karasevskaâop osobennostistrukturymetallatorcevyhnaplavokmonokristalličeskihlopatokiznikelevyhsupersplavov AT ûŝenkoka peculiaritiesofstructureofmetaldepositedonedgesofsinglecrystalbladesmadefromnickelsuperalloys AT zaderiiba peculiaritiesofstructureofmetaldepositedonedgesofsinglecrystalbladesmadefromnickelsuperalloys AT zvâgincevaav peculiaritiesofstructureofmetaldepositedonedgesofsinglecrystalbladesmadefromnickelsuperalloys AT savčenkovs peculiaritiesofstructureofmetaldepositedonedgesofsinglecrystalbladesmadefromnickelsuperalloys AT gahis peculiaritiesofstructureofmetaldepositedonedgesofsinglecrystalbladesmadefromnickelsuperalloys AT karasevskaâop peculiaritiesofstructureofmetaldepositedonedgesofsinglecrystalbladesmadefromnickelsuperalloys |