CC BY
3
https://doi.Org/10.15350/17270529.2023.4.45
УДК 620.193:544.6
1.3.8 - Физика конденсированного состояния (технические, физико-математические науки)
Лазерная модификация поверхностного слоя алюминиевой бронзы
М. С. Смаковский1, С. А. Атрошенко2, Е. В. Харанжевский3, С. Н. Костенков3, В. И. Бородулин3, Г. Г. Савенков1'4
1 АО "Машиностроительный завод "Армалит", Россия, 198097, Санкт-Петербург, ул. Трефолева, д. 2
2 Институт проблем машиноведения РАН, Россия, 199178, Санкт-Петербург, Большой проспект В.О., д. 61
3 Удмуртский государственный университет, Россия, 426034, Ижевск, ул. Университетская, 1
4 Санкт-Петербургский государственный технологический институт (Технический университет), Россия, 190013, Санкт-Петербург, Московский проспект, д. 24-26/49
Аннотация. Исследованы свойства и микроструктура поверхности алюминиевой бронзы БрАЖНМц 9-4-4-1 после лазерной закалки и лазерного легирования поверхности карбидом молибдена. Для обработки использовали короткоимпульсный лазер с длиной волны 1064 нм и длительностью импульса 40 нс. Выполнена статистическая оценка симметрии бинарных объектов в микроструктуре с учётом их взаимного расположения. Оценена скрытая упорядоченность структуры до и после лазерной обработки. В структуре поверхности после лазерного легирования обнаружен химически однородный слой с двукратным увеличением твердости, переходящий в структуры закалки с диспергированием элементов микроструктуры и выделением мартенсита. Фазовый состав определен методом рентгеноструктурного анализа. Результаты исследования необходимы для улучшения эксплуатационных характеристик запорных элементов гидроаппаратуры, изготовленных из алюминиевых бронз.
Ключевые слова: лазерное легирование, алюминиевая бронза, микроструктура, микротвердость.
Н Евгений Харанжевский, e-mail: eh@udsu.ru
Laser Modification of Aluminum Bronze
Mikhail S. Smakovskiy1, Svetlana A. Atroshenko2, Evgeny V. Kharanzhevskiy3, Sergey N. Kostenkov3, Valery I. Borodulin3, Georgy G. Savenkov14
1 JSC "Machine Building Plant "Armalit" (2, Trefoleva St., St. Petersburg, 198097, Russian Federation)
2 Institute for Problems in Mechanical Engineering RAS (61, Boljshoy prospekt V.O., St. Petersburg, 199178, Russian Federation)
3 Udmurt State University (1, Universitetskaya St., 426034, Izhevsk, Russian Federation)
4 Saint-Petersburg State Institute of Technology (24-26/49, Moskovsky prospect, St. Petersburg, 190013, Russian Federation )
Summary. The properties and microstructure of the surface of aluminum bronze BrAZhNMts 9-4-4-1 after laser quenching and laser alloying with molybdenum carbide were investigated. A short-pulse laser with a wavelength of 1064 nm and a pulse duration of 40 ns was used for processing. After laser treatment the modified layers were evaluated with the help of different techniques. The phase composition of the treated surfaces was analyzed on a multifunctional X-ray diffractometer Rigaku Ultima IV. Microstructural studies were carried out using an Axio-Observer Z1M optical microscope in a bright field. To measure the microhardness, an Affri microhardness tester was used. The load on the indenter was from 50 g to 2 kg, the scanning step was 100 ^m. The statistical evaluation of the symmetry of binary objects in the microstructure was performed taking into account their mutual arrangement. The hidden ordering of the structure before and after laser treatment was assessed. After laser alloying, in the surface structure a chemically homogeneous layer with a doubled hardness was found converting into quenched structures with the dispersion of microstructure elements and martensite precipitation. Deeper from the surface, elongated grains were observed located along the boundaries after laser doping with eutectoid precipitates. In addition, twins and a large amount of martensite were found in the heat-affected zone. The maximum increase in hardness up to 410 HV was found in the laser-alloyed sample. The results of the study are necessary for improving the operational characteristics of shut-off elements of hydraulic equipment made of aluminum bronze.
Keywords: laser alloying, aluminum bronze, microstructure, microhardness.
Н Evgeny Kharanzhevskiy, e-mail: eh@udsu.ru
ВВЕДЕНИЕ
Технологии лазерной обработки поверхности материалов с целью получения у обработанного слоя новых, иногда даже уникальных, свойств известны более пятидесяти лет, практически со дня создания самих лазеров [1 - 3]. В целом, физика процесса лазерной обработки достаточно понятна. Воздействие лазерного импульса (ЛИ) на материал приводит к тому, что энергия излучения сначала поглощается электронами в области проникновения
излучения в вещество, затем за счет теплопроводности передается вглубь материала и в решетку посредством электрон-фононного взаимодействия. При этом, если интенсивность лазерного воздействия достаточно высока, то в материалах могут наблюдаться структурные и фазовые изменения, такие как полиморфные превращения, плавление, испарение с возможным образованием лазерной плазмы и абляция с удалением с поверхности атомов или отдельных фрагментов исходного материала. Лазерная обработка материалов в целом характеризуется высокими скоростями нагрева и охлаждения. В результате высокоскоростного охлаждения на определённой толщине поверхностного слоя могут появиться слои метастабильного, наноструктурированного или аморфного состояния с новыми фазами (например, с пересыщенными твердыми растворами, интерметаллидами), обладающие совершенно новыми свойствами, например, с точки зрения микротвёрдости, шероховатости и износостойкости.
При лазерной обработке различают лазерное упрочнение (лазерная закалка, при которой реализуются высокие скорости нагрева и охлаждения (до 106 К/с)) и лазерное легирование поверхности материала. В последнем случае в зону обработки подаётся присадочный материал в виде порошка, что практически гарантированно приводит к образованию метастабильных состояний, придающих поверхностному слою металла высокие микротвёрдость и химическую стойкость.
Для широкого ряда конструкционных металлов и сплавов известны как оптимальный присадочный материал, так и рациональный технологический процесс лазерного легирования или лазерного упрочнения, обеспечивающих необходимые свойства поверхностного слоя. Однако имеются некоторые металлы и сплавы, например, широко применяющиеся в судовом арматуростроении титановые сплавы и алюминиевые (безоловянные) бронзы, для которых весьма актуален весь спектр вышеупомянутых повышенных свойств (микротвёрдость, шероховатость и износостойкость). Кроме того, обязательным свойством для них является и высокая коррозионная стойкость к воздействию морской воды. В этом случае весьма перспективными легирующими материалами при лазерной обработке могут быть металломатричные композиты (ММК), которые широко используются в различных наукоёмких отраслях промышленности [4, 5].
Настоящая работа посвящена исследованию свойств поверхностного слоя алюминиевой бронзы БрАЖНМц 9-4-4-1 после лазерного упрочнения (один режим обработки) и лазерного легирования поверхности бронзы карбидом молибдена с образованием модифицированного слоя (два режима обработки).
МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
Проводилась лазерная обработка 2-х дисков толщиной 5 мм и одного диска толщиной 10 мм. Два первых диска изготовлены из отожжённого прутка диаметром 50 мм, третий диск из холоднокатаного прутка того же диаметра. Материал прутков - бронза марки БрАЖНМц 9-4-4-1 ГОСТ 18175-78, широко применяющаяся в судовом машиностроении [6]. Стандартные механические характеристики по ГОСТ 1497-84, полученные для отожжённого прутка, имели следующие значения: предел текучести 425 МПа, предел прочности 655 МПа, относительное удлинение 20 %, относительное сужение 35 %; для холоднокатаного прутка: предел текучести 475 МПа, предел прочности 735 МПа, относительное удлинение 15 %, относительное сужение 25 %.
Материал присадки - механическая смесь порошка молибдена (чистота 99.9 %, фракционный состав 5 - 10 мкм) с измельченным порошком графита марки HOPG (фракционный состав 1 - 5 мкм). Эквимолярный состав порошковой смеси обеспечивал образование карбида молибдена МоС, диспергируемого в металлической матрице бронзовых дисков. Микроструктурные исследования проводились с помощью оптического микроскопа Axio Observer.Z1m в светлом поле. Для измерения микротвердости использовали микротвердомер "Affri". Нагрузка на индентор составляла от 50 г до 2 кг, шаг сканирования 100 мкм.
Фазовый состав обработанных поверхностей анализировали на многофункциональном рентгеновском дифрактометре Rigaku Ultima IV. Дифрактометр снабжен комплексом управляющих программ и обрабатывающим комплексом PDXL (X-ray Powder Diffraction Software). Режим работы рентгеновской трубки составлял 40 кВ / 40 мА. Рентгенографирование образцов осуществлялось в фильтрованном излучении. Использовалась геометрия Брэгга-Брентано и метод параллельного пучка с применением фокусирующей оптики CBO+CBO-f. При этом ширина падающего рентгеновского пучка составляла 0.7 мм (рис. 1). Регистрация дифрагированного излучения осуществлялась с помощью детектора D/teX Ultra, скорость перемещения которого составляла 1 °/мин. Использовались щели Соллера расходимостью 5° на дифрагированном пучке. Рентгеноструктурный анализ образцов проведён в интервале брэгговских углов дифракции 20 от 10° до 155°. Полученный экспериментальный дифракционный спектр, являющийся суперпозицией спектров присутствующих фаз, сопоставлялся с данными американской картотеки стандартов PDF-2.
Рис. 1. Падающий рентгеновский пучок: размер и форма пучка, цена деления рисок 1 мм
Fig. 1. Incident X-ray beam: the size and shape of the beam, the division value of the marks is 1 mm
Мультифрактальная параметризация
Мультифрактальная параметризации я (МФП) - численная обработка изображений структур выполнялась методами цифровой металлографии с применением программных пакетов "Эксперт Про" и "Фрактал" [7].
Из статистического набора МФП в настоящей работе использованы три: пространственная размерность объекта D0, скрытая упорядоченность А и мера беспорядка K.
Первый параметр (D0), чувствительный к рельефу границ зёрен, характеризует извилистость (рельефность) контуров областей, выделенных для анализа. С точки зрения металлографии D0 является характеристикой бинарной (чёрно-белой) картины (отображения) реальной структуры. Этот параметр является однородным фракталом из спектра размерностей Рэньи Dq при q = 0. В математическом анализе аналогом этой величины является нулевой член разложения. Заметим, что, поскольку фотография структуры представляет собой двумерную проекцию реального объекта, то в этом случае фрактальная размерность D0 не может превышать 2.
Скрытая упорядоченность А = D1 - Dq (D1 - информационная размерность, характеризующая скорость роста информации, Dq - обобщенная энтропия (размерности) Рэньи) определяет статистическую оценку симметрии бинарных объектов с учётом их взаимного расположения. Чем больше (по модулю) величина А, тем более упорядочена структура, то есть в ней становится больше периодической составляющей. Устремление А к нулю свидетельствует о нарастании хаоса в системе точек отображения и является признаком наступления структурного фазового перехода (СФП) в строении реального материала (А = 0 означает, что СФП произошёл). Параметр K меры беспорядка позволяет оценить степень однородности изучаемой структуры. Чем больше K, тем больше беспорядка (неоднородности) в структуре, но и меньше доля погрешности измерения в самом беспорядке [8].
Оценка глубины воздействия лазерного излучения на поверхность алюминиевой бронзы
Анализ влияния обработки металлической поверхности лазерным короткоимпульсным излучением проводился в работах [9, 10] с использованием многомасштабной модели. Эти расчеты показали, что высокая плотность энергии импульсного лазерного излучения приводит к быстрому нагреву поверхности (скорость нагрева около 106 К/с). Малая длительность лазерных импульсов (40 нс) приводит к перегреву поверхности металла и порошкового слоя. В результате такой обработки ожидается, что температура на поверхности поднимается свыше 2000 °С, что значительно превышает температуру растворения карбида молибдена в расплаве бронзы. В целом следует отметить, что в зоне
у
лазерного плавления возникают высокие значения градиента температуры (порядка 10 К/м) и скорости затвердевания (свыше 1 м/с) [9]. Предварительная оценка глубины зоны проплавления с учетом результатов компьютерного моделирования [9, 10] показала, что глубина зоны проплавления при действии одиночного импульса может лежать в диапазоне 50 - 150 мкм при максимальной средней мощности используемого лазера (50 Вт). Такое низкое значение глубины проплавления возникает в результате высокого градиента температуры в зоне облучения.
Режимы лазерной обработки
Выбирали режимы лазерной обработки исходя из следующих соображений:
1. Период следования импульсов должен быть по значению приблизительно равен длительности процесса затвердевания расплавленной области вблизи поверхности материала. Это необходимо для обеспечения высокоскоростного затвердевания с целью формирования метастабильных состояний. В таком режиме скорость движения фронта затвердевания не зависит от скорости сканирования луча лазера вдоль поверхности образца, так как за время между двумя соседними импульсами происходит плавление и затвердевание локальных участков образца вблизи поверхности. Невыполнение этого условия приводит к переходу к квазинепрерывному режиму лазерной обработки, в котором скорость затвердевания уменьшается на несколько порядков и зависит от скорости сканирования луча лазера.
2. Средняя мощность лазера, длительность импульса и диаметр луча лазера экспериментально подбирались для плавления тонкого участка поверхности глубиной порядка 150 мкм.
3. Скорость сканирования луча лазера вдоль поверхности образца в режиме лазерной закалки должна обеспечивать коэффициент перекрытия поверхности импульсами не менее 50 % для обеспечения однородности лазерной обработки. В данной работе выбрано значение перекрытия 2/3 от диаметра луча лазера на поверхности образца. При частоте 20 кГц и диаметре луча 60 мкм скорость сканирования составила 400 мм/с для режима лазерной закалки.
4. В режиме лазерного легирования поверхности необходимо уменьшать скорость сканирования поверхности образца лучом импульсного лазера вследствие присутствия порошкового слоя легирующего материала на поверхности. Легирование происходит в несколько этапов: консолидация порошкового слоя; сплавление с металлической подложкой; дальнейшее растворение и диффузия материала в ванне расплава на поверхности образца. Вследствие этого для лазерного легирования выбраны два режима: режим 1 лазерного легирования был принят аналогичным режиму лазерной закалки поверхности; режим 2 отличался от режима 1 скоростью сканирования луча по поверхности, которая составила 100 мм/с, что обеспечивало увеличение коэффициента перекрытия и увеличение глубины зоны проплавления.
Остальные параметры лазерной обработки были установлены в соответствии со следующими значениями: длительность импульса t = 40 нс, частота следования импульсов { = 20 кГц, мгновенное значение мощности составило Е = 25 кВт (вычисленное в период действия импульса). Так как при всех режимах обработки лазерный луч был сфокусирован в пятно диаметром 60 мкм, то мгновенная плотность мощности составила величину порядка 1014 Вт/м2.
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИИ
Результаты замера микротвёрдости поверхностного слоя образца, подвергнутого только поверхностной закалке, представлены на рис. 2. Микротвёрдость сердцевины (необработанная зона - исходное состояние) находится в диапазоне значений НУ 0.05 = 150 - 160. У поверхности образца на расстоянии до 50 мкм микротвердость составляет НУ 0.05 = 290 - 300. При дальнейшем увеличении расстояния от поверхности микротвёрдость значительно уменьшается. Так на глубине 100 - 350 мкм значения микротвёрдости лежат в диапазоне НУ 0.05 = 190 - 200, таким образом, глубину наиболее упрочнённого слоя можно оценить в ~ 5 - 100 мкм.
Результаты замеров микротвёрдости образца с лазерным легированием по режиму 1 (рис. 3) показали, что глубина упрочнённого слоя составляет ~ 180 мкм. Упрочнение практически такое же, как и в случае лазерной закалки.
Результаты измерения микротвердости образца после лазерного легирования по режиму 2 показаны на рис. 4. Величина нагрузки образца со вторым режимом лазерного легирования варьировалась в диапазоне от 50 г до 2 кг при измерениях микротвердости. Можно отметить, что поскольку третий диск для этого образца был изготовлен из холоднокатаного прутка, то его микротвёрдость в исходном состоянии составляла НУ 0.05 = 200 - 210.
Рис. 2. Следы замеров микротвердости HV 0.05 вблизи обработанной поверхности образца с лазерной закалкой
Fig. 2. Traces of measurements of microhardness HV 0.05 near the machined surface of the sample with laser hardening
Рис. 3. Следы замеров микротвердости вблизи обработанной поверхности (лазерное легирование - режим 1)
Fig. 3. Traces of microhardness measurements near the machined surface (laser alloying - mode 1)
Рис. 4. Следы замеров микротвердости с разной нагрузкой вблизи обработанной поверхности (лазерное легирование - режим 2)
Fig. 4. Traces of microhardness measurements with different loads near the machined surface (laser alloying - mode 2)
После лазерного легирования по второму режиму микротвёрдость обработанного слоя увеличилась практически в два раза до НУ 0.05 = 400 - 410. Глубина упрочнённого слоя ~ 150 мкм.
Результаты исследований микроструктуры
При исследовании образца после лазерной закалки выявлено, что структура металла вблизи поверхности морфологически неоднородна. Например, присутствуют группы из мелких округлых зерен диаметром 20 - 30 мкм, более крупных зерен диаметром 100 мкм и кристаллитов вытянутой или изогнутой формы размером до 200*20 мкм (рис. 5). В местах скопления эвтектоида наблюдается появление мартенсита.
В приповерхностном слое образца после лазерного легирования по режиму 1 на глубине до 30 мкм регистрируются двойники (рис. 6, а), мартенсит (рис. 6, Ь) и появляются области, однородные по химическому составу (рис. 6, с, в центре), образовавшиеся в результате высокоскоростного затвердевания.
а) b)
Рис. 5. Приповерхностные слои в образце после лазерной закалки: а) равноосная структура; b) отдельные области мартенсита (показаны стрелками)
Fig. 5. Surface layers in the sample after laser hardening: a) equiaxed structure; b) individual areas of martensite (shown by arrows)
a) b) c)
Рис. 6. Микроструктура образца (*1000) после лагерного легирования по режиму 1
Fig. 6. Sample microstructure (х1000) after lager alloying according to mode 1
Исходная структура всех образцов состоит из а раствора замещения алюминия в меди и эвтектоида а+у' по границам зерен. Структура приповерхностного слоя после лазерного легирования по режиму 2 полностью однородна по химическому составу и практически не выявляется (рис. 7, а). Глубже от поверхности наблюдаются вытянутые зерна, расположенные поперек лазерного легирования с выделениями эвтектоиды по границам (рис. 7, Ь). Кроме того, в зоне термического влияния встречаются двойники (рис. 7, Ь) и большое количество мартенсита (рис. 7, с).
а) х200 b) х1000 c) х1000
Рис. 7. Микроструктура образца после лазерного легирования по режиму 2: а) химически однородный слой вблизи поверхности; b) двойники; с) мартенсит
Fig. 7. Sample microstructure after laser alloying according to mode 2: a) chemically homogeneous layer near the surface; b) twins; c) martensite
Мультифрактальный анализ изображений структур
Для мультифрактальной параметризации выбраны приповерхностные участки изображений с выявленными характерными особенностями. Сравнивая полученные данные, можно заметить, что в обработанных лазером образцах заполнение изображений фрагментами структуры близко ^0 = 1.94 - 1.97) в разных участках. Состояние неравновесности в образцах, обработанных лазером, также не сильно отличается в различных участках. В образце после лазерной закалки скрытая упорядоченность А = 0.06 ± 0.01 (рис. 8). В образцах после лазерного легирования по режиму 1 и 2, скрытая упорядоченность А = 0.03, т.е. ближе к 0, а значит, в приповерхностных слоях этих образцов наблюдается структурный переход к разупорядоченному состоянию (в слоях у самой поверхности структура является химически однородной).
-4U -2U U 20 1U
Рис. 8. Пример мультифрактального анализа выявленных структур на шлифах образца после лазерной закалки
Fig. 8. Example of multifractal analysis of revealed structures on thin sections of a sample after laser hardening
Наибольшая неоднородность в форме периодической составляющей структуры наблюдается для образца с лазерной закалкой. На всех участках регистрируется следующее значение меры беспорядка К = 0.58 ± 0.01, характеризующей неоднородности в форме периодической составляющей структуры. Для образцов с лазерным легированием наиболее однородная (периодически повторяющаяся) структура выявлена в приповерхностной зоне образца с легированием по режиму 1, для которого мера беспорядка К = 0.42.
Рентгеноструктурный качественный фазовый анализ образцов проведён в нескольких местах на микрошлифе, выявил идентичность полученных дифрактограмм, и, следовательно, идентичность фазового состава в данных участках шлифа. Различия в интенсивностях дифракционных максимумов указывают на различные ориентировки кристаллитов. Основной регистрируемой фазой является твердый раствор на основе меди, также присутствует интерметаллидная фаза AlFe3 и в незначительном количестве интерметаллидная фаза Al4Cu9, которые входят в состав алюминиевой бронзы.
Рентгеноструктурный качественный фазовый анализ образца с лазерным легированием по режиму 2 приведен на рис. 9. Установлено, что основной фазой, так же как и в образце с лазерной закалкой, является твердый раствор на основе меди, также присутствует интерметаллидная фаза AlFe3 и в незначительном количестве интерметаллидная фаза Al4Cu9,
которые входят в состав алюминиевой бронзы. Кроме того, была обнаружена фаза, принадлежащая карбиду молибдена (МоС). В условиях высокоскоростной лазерной обработки со значительным плавлением поверхности в режиме 2 лазерного легирования происходит образование химически однородной структуры, в которой легирующее соединение (карбид молибдена) эффективно растворяется с небольшим выделением наночастиц МоС. В связи с этим линии МоС на рентгеновском спектре имеют малую интенсивность и большую ширину линий в спектре.
2500 Г
2000
1500
1000
500
0 100 50 0
50 100 150
о о — Copper, Cu
CN CN CN 1 CO 1 -(2 2 2)
100 50 0
Aluminum Iron, Al Fe3
-(1 1 1) 2 (2 -(4 0 0) —(4 2 2) -(6 2 0)
)1 ™ о „ Molybdenum Carbide, Mo C
1 2 1 ) )0
(2 1
I CO 2
1 1 , (4 . 1 1 i i
50
100
150
2-theta (deg)
Рис. 9. Рентгеновский спектр исследуемого участка шлифа образца с лазерным легированием по режиму 2 Fig. 9. X-ray spectrum of the investigated section of the thin section of the sample with laser alloying according to mode 2
ЗАКЛЮЧЕНИЕ И ВЫВОДЫ
По результатам проведенных в настоящей работе экспериментальных исследований по лазерной обработке поверхности бронзы марки БрАЖНМц 9-4-4-1 можно сделать следующие выводы.
Лазерная обработка в режиме лазерной закалки с плавлением поверхности приводит к увеличению твердости до НУ 300 по сравнению с исходной твердостью материала НУ 150 - 160. Упрочнение при лазерной закалке бронзы вызвано структурными изменениями, в частности выделением мартенситной фазы.
Лазерное легирование образца из бронзы смесью порошков молибдена и графита приводит к изменению структуры поверхности в состояние с высокой химической однородностью с выделением наночастиц карбида молибдена.
Лазерное легирование со скоростью сканирования луча лазера 100 мм/с приводит к увеличению микротвердости поверхностного слоя до значения НУ 410. Это вдвое выше по сравнению с режимом обработки при скорости сканирования 400 мм/с, что объясняется увеличением доли карбида молибдена, диспергированного в металлической матрице из бронзы.
Полученные результаты перспективны для улучшения эксплуатационных характеристик запорных элементов гидроаппаратуры, изготовленных из алюминиевых бронз, применяющихся для морских судов.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
REFERENCES
1. Анисимов С. И., Имас Я. А., Романов Г. С., Ходыко Ю. В. Действие излучения большой мощности на металлы. М.: Наука, 1970. 272 с.
2. Криштал М. А., Жуков А. А., Кокора А. Н. Структура и свойства сплавов, обработанных излучением лазера. М.: Металлургия, 1973. 191 с.
3. Миркин Л. И. Физические основы обработки материалов лучами лазера. М.: МГУ, 1975. 383 с.
4. Hashiguchi D., Tricker D., Tarrant A., Campbell J., Pokross C. Discontinuously reinforced aluminum MMC extrusions // Metal Powder Report, 2017, vol. 72, iss. 4, pp. 252-258. http://dx.doi.org/10.1016/j .mprp.2016.01.074
5. Mavhungu S. T., Akinlabi E. T., Onitiri M. A., Varachia F. M. Aluminum Matrix Composites for Industrial Use: Advances and Trends // Procedia Manufacturing, 2017, vol. 7, pp. 178-182. https://doi.org/10.1016/j.promfg.2016.12.045
6. Кузнецов А. В. Динамическая прочность титана и бронзы в условиях миллисекундной длительности нагружения // Вестник Тамбовского университета. Серия: Естественные и технические науки. 2016. Т. 21, вып. 3. С. 1077-1079. https://doi.org/10.20310/1810-0198-2016-21-3-1077-1079
7. Kuznetsov A., Savenkov G., Stolyarov V. Multifractal Formalism in Tasks of Dynamic Plasticity // MATEC Web of Conferences, 2021, vol. 346, 02038. https://doi.org/10.1051/matecconf202134602038
8. Встовский Г. В., Колмаков А. Г., Терентьев В. Ф. Применение мультифрактальной параметризации для количественной оценки степени нарушенной симметрии структур металлических материалов, формирующихся в неравновесных условиях // Вестник Воронежского государственного технического университета. 1999. № 1. С. 34-39.
9. Кривилев М. Д., Харанжевский Е. В., Лебедев В. Г.,
Данилов Д. А., Данилова Е. В., Галенко П. К. Синтез композитных покрытий при высокоскоростном лазерном спекании металлических порошковых смесей // Физика металлов и металловедение. 2013. Т. 114, № 10. С. 871-893. https://doi.org/10.7868/S001532301308007X
10. Kharanzhevskiy E., Kostenkov S. Modeling of laser radiation transport in powder beds with high-dispersive metal particles // Journal of Alloys and Compounds, 2014, vol. 586, pp. S246-S249. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2013.01.061
1. Anisimov S. I., Imas Ya. A., Romanov G. S., Khodyko Yu. V. Deystvie izlucheniya bol'shoy moshchnosti na metally [The action of high-power radiation on metals]. Moscow: Nauka Publ., 1970. 272 p.
2. Krishtal M. A., Zhukov A. A., Kokora A. H. Struktura i svoystva splavov, obrabotannykh izlucheniyem lazera [Structure and properties of alloys treated with laser radiation]. Moscow: Metallurgy Publ., 1973. 191 p.
3. Mirkin L. I. Fizicheskiye osnovy obrabotki materialov luchami lazera [Physical bases of material processing by laser beams]. Moscow: MGU Publ., 1975. 383 p.
4. Hashiguchi D., Tricker D., Tarrant A., Campbell J., Pokross C. Discontinuously reinforced aluminum MMC extrusions. Metal Powder Report, 2017, vol. 72, iss. 4, pp. 252-258. http://dx.doi.org/10.1016li.mprp.2016.01.074
5. Mavhungu S. T., Akinlabi E. T., Onitiri M. A., Varachia F. M. Aluminum Matrix Composites for Industrial Use: Advances and Trends. Procedia Manufacturing, 2017, vol. 7, pp. 178-182. https://doi.org/10.1016/j.promfg.2016.12.045
6. Kuznetsov A. V. Dinamicheskaya prochnost' titana i bronzy v usloviyakh millisekundnoy dlitel'nosti nagruzheniya [Dynamic strength of titanium and bronze in terms of millisecond duration detection]. Vestnik Tambovskogo universiteta. Estestvennye i tekhnicheskie nauki [Tambov University Reports. Natural and Technical Sciences], 2016, vol. 21(3), pp. 1077-1079. (In Russian). https://doi.org/10.20310/1810-0198-2016-21-3-1077-1079
7. Kuznetsov A., Savenkov G., Stolyarov V. Multifractal Formalism in Tasks of Dynamic Plasticity. MATEC Web of Conferences, 2021, vol. 346, 02038. https://doi.org/10.1051/matecconf/202134602038
8. Vstovsky G. V., Kolmakov A. G., Terentiev V. F. Primeneniye mul'tifraktal'noy parametrizatsii dlya kolichestvennoy otsenki stepeni narushennoy simmetrii struktur metallicheskikh materialov, formiruyushchikhsya v neravnovesnykh usloviyakh. [Application of multifractal parametrization for quantitative assessment of the degree of broken symmetry of the structures of metallic materials formed under nonequilibrium conditions]. Vestnik Voronezhskogo gosudarstvennogo tekhnicheskogo universiteta [Bulletin of Voronezh State Technical University], 1999, no. 1, pp. 34-39. (In Russian).
9. Krivilyov M. D., Kharanzhevskii E. V., Lebedev V. G., Danilov D. A., Danilova E. V., Galenko P. K. Synthesis of composite coatings using rapid laser sintering of metallic powder mixtures. Physics of Metals and Metallography, 2013, vol. 114, no. 10, pp. 799-820. https://doi.org/10.1134/S0031918X13080073
10. Kharanzhevskiy E., Kostenkov S. Modeling of laser radiation transport in powder beds with high-dispersive metal particles. Journal of Alloys and Compounds, 2014, vol. 586, pp. S246-S249. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2013.01.061
Поступила 02.10.2023; после доработки 16.10.2023; принята к опубликованию 14.11.2023 Received October 02, 2023; received in revised form October 16, 2023; accepted November 14, 2023
Информация об авторах
Смаковский Михаил Сергеевич, кандидат технических наук, генеральный директор, АО Армалит, Санкт-Петербург, Российская Федерация
Атрошенко Светлана Алексеевна, доктор физико-математических наук, ведущий научный сотрудник, ИПМаш РАН, Санкт-Петербург, Российская Федерация
Харанжевский Евгений Викторович, доктор технических наук, профессор, УдГУ, Ижевск, Российская Федерация, e-mail: eh@udsu. ru
Костенков Сергей Николаевич, кандидат технических наук, доцент, УдГУ, Ижевск, Российская Федерация
Бородулин Валерий Иванович, кандидат физико-математических наук, доцент, УдГУ, Ижевск, Российская Федерация
Савенков Георгий Георгиевич, доктор технических наук, профессор, СПбГТИ; советник генерального директора по науке АО Армалит, Санкт-Петербург, Российская Федерация
Information about the author
Mikhail S. Smakovskiy, Cand. Sci. (Eng.), General Director, JSC Machine-Building Plant Armalit, St. Petersburg, Russian Federation
Svetlana A. Atroshenko, Dr. Sci. (Phys. -Math.), Leading Researcher, Institute for Problems of Mechanical Engineering RAS, St. Petersburg, Russian Federation
Evgeny V. Kharanzhevskiy, Dr. Sci. (Eng.), Professor, Udmurt State University, Izhevsk, Russian Federation, e-mail: eh@udsu. ru
Sergey N. Kostenkov, Cand. Sci. (Eng.), Associate Professor, Udmurt State University, Izhevsk, Russian Federation
Valery I. Borodulin, Cand. Sci. (Phys.-Math.), Associate Professor, Udmurt State University, Izhevsk, Russian Federation
Georgy G. Savenkov, Dr. Sci. (Eng.), Professor, St. Petersburg State Institute of Technology; Advisor to the General Director for Science JSC Machine-Building Plant Armalit, St. Petersburg, Russian Federation
