CC BY
61
УДК 538.911 : 621.521 : 538.951 : 620.184.3 : 620.18 : 620.172 : 673.15
Научные подходы к микро-, мезо- и макроструктурному дизайну объемных металлических и полиметаллических материалов с использованием метода электронно-лучевого
аддитивного производства
Е.А. Колубаев, В.Е. Рубцов, А.В. Чумаевский, Е.Г. Астафурова
Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия
Аддитивное производство металлических материалов — одно из приоритетных направлений развития современной индустрии. Широкий спектр развиваемых сегодня аддитивных технологий открывает возможности для быстрого прототипирования и промышленного производства изделий самого разного масштаба, изготовленных из различных конструкционных и функциональных материалов. Структура и физико-механические свойства металлических изделий, полученных методом электронно-лучевого аддитивного производства (ЭЛАП) при нестационарном металлургическом процессе в локальной ванне расплава, и изделий, полученных традиционными металлургическими методами, часто не совпадают из-за различий в механизмах кристаллизации, последовательности и полноты фазовых превращений, неоднородности (или, напротив, гомогенности) химического состава получаемого материала. Наряду с этим, возможность управления локальными металлургическими процессами в ванне расплава обусловливает ключевые преимущества технологии ЭЛАП — возможность управления структурой, составом и свойствами получаемых материалов для получения объемных изделий из моно- и полиметаллических, градиентных, композиционных и жаропрочных металлов и сплавов с требуемым химическим составом, макроскопической архитектурой и микроскопическими параметрами структуры. Как и в случае любой новой промышленной технологии, развитие метода ЭЛАП потребовало разработки новых научно обоснованных подходов к выбору материалов и режимов их получения. В настоящей работе приведен обзор развиваемых в ИФПМ СО РАН научных подходов к аддитивному производству изделий из металлов и сплавов методом ЭЛАП с использованием в качестве сырья (фидстока) проволоки или прутков. Получены и исследованы аддитивные материалы на основе меди, бронзы, алюминиевых, никелевых, титановых сплавов, сталей разного класса, аддитивные функциональные градиентные материалы на основе алюминия, градиентные материалы на основе меди, а также обобщены важнейшие результаты работ в этом направлении.
Ключевые слова: проволочное электронно-лучевое аддитивное производство, металлы, сплавы, стали, полиметаллические компоненты, функциональные градиентные материалы DOI 10.55652/1683-805X_2022_25_4_5
Scientific approaches to micro-, meso- and macrostructural design of bulk metallic and polymetallic materials by wire-feed electron-beam
additive manufacturing
E.A. Kolubaev, V.E. Rubtsov, A.V. Chumaevsky, and E.G. Astaforova
Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia Additive manufacturing of metallic materials is one of the most promising technologies in modern industry. A wide variety of current additive manufacturing techniques allows rapid prototyping and industrial production of different-sized products from various structural and functional materials. The structure and physical-mechanical properties of metal products produced by electron-beam additive manufacturing (EBAM) via nonstationary metallurgy in a local melt pool often differ from those of products produced by conventional metallurgical methods due to different crystallization mechanisms, sequence and completeness of phase transformations, and heterogeneous/homogeneous chemical composition of the resulting material. The possibility to control local metallurgical processes in the melt pool is the key advantage of the EBAM technology. It allows one to control the structure, composition and properties of products made of mono-and polymetallic, gradient, composite and heat-resistant materials with desired chemical composition, macroscopic architecture and microscopic structural parameters. As any new industrial technology, the EBAM method required the development of scientifically based approaches to the choice of materials and production conditions. Here we provide an overview of the scientific approaches developed for electron-beam additive manufacturing of products from metals and alloys using wire or rods as a feedstock. The range of the studied materials includes additive materials based on copper, bronze, aluminum, nickel, titanium alloys, and different steels; aluminum-based functionally graded materials; and copper-based graded materials. The most important research findings are summarized.
Keywords: wire-feed additive manufacturing, metals, alloys, steels, polymetallic components, functionally graded materials
© Колубаев Е.А., Рубцов В.Е., Чумаевский А.В., Астафурова Е.Г., 2022
1. Введение
Аддитивное производство (или 3Б-печать) с использованием проволочных, порошковых или комбинированных электронно-лучевых технологий — это метод быстрого послойного изготовления изделий в соответствии с моделью, заданной системой автоматизированного проектирования (computer-aided design (CAD)) [1-3]. Успехи в области изготовления сложных металлических деталей методами аддитивного производства определяются возрастающей потребностью в таких материалах для нужд авиакосмической и автомобильной отраслей промышленности, производства медицинских имплантатов и др. [1-4]. Неоспоримым преимуществом 3D-печати по сравнению с экстракционными промышленными методами является возможность быстрого прототипирова-ния и изготовления деталей сложной формы и разного масштаба в полностью автоматическом режиме с использованием CAD-моделей [1-6]. В этом отношении методы аддитивного производства ориентированы не на массовое серийное производство конструкционных и функциональных металлических материалов, а, скорее, на персонализированное или мелкосерийное производство тех устройств и элементов конструкций, которые сложны в изготовлении, дороги и/или вообще не могут быть получены традиционными методами.
Фазовый состав и механические свойства аддитивно полученных материалов обычно отличаются от их аналогов, полученных традиционными способами, из-за возникновения пористости, остаточных напряжений и их градиента, неоднородности зеренной структуры и фазового состава, формирования текстуры [1-4]. В связи с этим, на данном этапе развития аддитивного производства ключевой задачей является не только получение макроскопического изделия или конструкции с заданной архитектурой и свойствами, но также поиск новых научно обоснованных подходов к управлению параметрами ее микроструктуры (микроструктурный дизайн).
Отражением тенденции взрывного роста интереса во всем мире к аддитивным, в том числе электронно-лучевым, технологиям стало активное развитие в течение последних 5 лет в Институте физики прочности и материаловедения СО РАН (ИФПМ СО РАН) одного из сравнительно слабоизученных пока методов — технологии проволочного электронно-лучевого аддитивного производства (ЭЛАП).
В методе ЭЛАП в общем случае конечные параметры макро- и микроструктуры, фазовый состав и механические свойства получаемого аддитивного материала определяются химическим составом и свойствами подаваемого в зону печати филамента, а также условиями, реализующимися в формируемой электронным пучком локальной ванне расплава. Кроме того, для многих материалов важную роль играет также термоциклическое воздействие на уже сформированную часть изделия, обусловленное печатью вышележащих слоев. Управление состоянием ванны расплава может выполняться за счет изменения энергетических и геометрических параметров электронного пучка, скорости перемещения зоны печати, скорости и геометрических условий подачи фила-мента/филаментов, а также за счет изменения условий теплоотвода. Таким образом, важнейшим фактором, определяющим возможности осуществления микроструктурного дизайна получаемых материалов, является возможность точного управления указанными выше технологическими параметрами, которая, в свою очередь, определяется техническими возможностями используемого аддитивного оборудования. За последние годы в ИФПМ СО РАН достигнут значительный прогресс в разработке оригинального оборудования ЭЛАП и получения с его использованием крупногабаритных изделий (рис. 1).
С учетом имеющихся возможностей аддитивного оборудования в ИФПМ СО РАН были разработаны методики введения металлического проволочного филамента в зону печати для изготовления монометаллических (рис. 2, а), полиметаллических (рис. 2, б) изделий, а также методика печати металлическим прутком для материалов, из которых невозможно изготовить проволоку (рис. 2, в).
Цель данного обзора — представить научные разработки ИФПМ СО РАН в области получения материалов разного класса и научные подходы к микро-, мезо- и макроструктурному дизайну объемных металлических и полиметаллических материалов с использованием технологии ЭЛАП.
2. Использование метода ЭЛАП
для зернограничного дизайна структуры
в образцах меди марки М1 и бронзы БрХ08
Производство объемных заготовок (образцов) из меди и медных сплавов сопровождается формированием структуры, состоящей из столбчатых зерен, длинная ось которых совпадает с направле-
Рис. 1. Крупногабаритные изделия для авиакосмической, металлургической и электротехнической промышленности, изготовленные методом ЭЛАП из бронзы БрХ08 (а), титанового сплава ВТ6св (б), меди марки М1 (в, г): а — заготовка вкладыша камеры сгорания ракетного двигателя; б — заготовка (слева) и изготовленный из заготовок шар-баллон (справа); в — заготовка рыльной части фурмы доменной печи; г — заготовка щеткодержателя электрической машины (цветной в онлайн-версии)
Рис. 2. Схема печати методом ЭЛАП проволочным филаментом моно- (а) и полиметаллических изделий (б); печать с использованием пруткового податчика (в): 1 — электронная пушка, 2 — электронный пучок, 3 — система фокусировки, 4 — развертка пучка, 5, 6 — крайние положения развертки на подложке и на проволоке, 7 — проволочный филамент, 8 — наконечник, 9 — податчик проволоки, 10 — печатаемый образец, 11 — подложка, 12 — напечатанные слои, 13 — переходная зона «подложка - образец», 14 — пруток, 15 — бункер пруткового податчика, 16 — устройство подачи прутка, 17 — наконечник пруткового податчика (цветной в онлайн-версии)
Рис. 3. Изображение макроструктуры в поперечном сечении медного образца, изготовленного с остановкой процесса печати (а), и формирование зигзагообразных зерен в бронзовом образце (б-е): а — медь марки М1, б — макроструктура бронзы БрХ08, в — зона с зигзагообразными зернами, г — переходная зона мелкодисперсного строения, д — зона крупнодендритной структуры, е — зона с промежуточным размером дендритов. На рисунке (а) пунктиром выделена область, соответствующая остановке процесса печати (цветной в онлайн-версии)
нием роста заготовки. Это находится в соответствии с закономерностями кристаллизации многих металлических материалов при использовании аддитивного производства и вызывает анизотропию их механических свойств [7-9].
При нанесении первых слоев меди марки М1 или бронзы БрХ08 (Си — основа, Сг — 0.4-0.7 %, примеси — менее 0.3 %) на подложку из нержавеющей стали марки 12Х18Н9Т происходит рост зерен по механизму собирательной рекристаллизации — границы зерен мигрируют, формируется равновесная структура с минимальной поверхностной энергией и зернами равного размера и формы. Поскольку по мере развития собирательной рекристаллизации ее движущая сила уменьшается, при достижении определенного размера рост зерна прекращается. В результате для микроструктуры слоев заготовок, располагающихся вблизи подложки, характерно формирование равноосных зерен, размер которых составляет около 250 мкм. В основной части заготовки вторичная рекристаллизация обеспечивает рост благоприятно ориентированных зерен и формирование кристаллографической текстуры роста. После завершения вторичной рекристаллизации образуются аномально крупные вытянутые зерна, продоль-
ные и поперечные размеры которых составляют 3.5 и 0.3 мм соответственно (рис. 3, а) [8].
Градиент температуры играет ключевую роль в морфологии и размере структуры и определяет режим кристаллизации. Для использования этого факта был применен следующий подход управления структурой — принудительная остановка печати образца (пауза) после нанесения п слоев материала с целью охлаждения всей заготовки и последующее возобновление печати. В результате такой остановки процесса ЭЛАП в центральной части образца формируется область с мелкозернистой структурой, аналогичной формируемой при нанесении первых слоев меди на подложку (рис. 3, а). При возобновлении непрерывного процесса ЭЛАП снова наблюдается направленный рост столбчатых зерен. Такие особенности кристаллизации вызваны неоднородностью отвода тепла от заготовки в процессе аддитивного роста, что может быть эффективно использовано для создания материалов с макро-, мезо- или микроскопически слоистым строением, в которых анизотропия механических свойств будет выражена слабее или будет полностью отсутствовать.
Выявленное влияние теплоотвода на формирование зеренной структуры образцов может быть
использовано также для изменения морфологии столбчатых зерен. На примере образцов бронзы БрХ08 было показано, что за счет оптимизации режимов процесса ЭЛАП, в частности за счет увеличения скорости печати, можно добиться таких условий, которые обеспечивают обособленное движение фронта кристаллизации при формировании каждого слоя. В таких условиях происходит образование зигзагообразной зеренной структуры в направлении движения зоны печати (рис. 3, б).
Полученные результаты свидетельствуют о возможностях реализации дизайна структуры в медных сплавах на разных масштабных уровнях путем управления процессом кристаллизации с использованием технологии ЭЛАП.
3. Управление структурой алюминиево-магниевых сплавов на разных структурных уровнях
Метод ЭЛАП успешно используется для получения различных алюминиевых сплавов, в частности сплавов 2024 (Al-Cu-Mg), 7075 (Al-Zn-Cu-Mg) [10], 2219 (Al-Cu) [11, 12], 5356 (Al-Mg) [13, 14]. При печати объемных изделий из алюминие-во-магниевых сплавов ключевыми проблемами являются высокая пористость получаемых образцов и сниженное содержание легирующих элементов из-за их испарения из ванны расплава в процессе печати. Проведенные исследования показали, что избежать описанных проблем можно, контролируя тепловложение при формировании каждого слоя. Решить данную задачу позволило применение подхода, основанного на анализе взаимосвязи величины тепловложения и микроструктуры образцов сплава АА5356 (Al — основа, Mg — 5.0 %, примеси — менее 0.4 %), размера и характера распределения пор, а также концентрации магния в образцах [13]. Данные экспериментов показали, что эффективным способом устранения дефектов в виде несплошностей является переплав нижележащих слоев материала в процессе ЭЛАП. При недостаточном тепловложении в нижележащих слоях материала в процессе печати создается локальная ванна расплава, глубины которой не хватает для того, чтобы в нее попали все усадочные раковины и газовые поры, сформированные в ранее полученных слоях. Таким образом, дефекты, оказавшиеся ниже границы плавления, остаются в материале. При этом избыточно высокие значения тепловложения вызывают ин-
тенсивное испарение магния и образование крупных газовых пор. Разработанный режим ЭЛАП для сплава АА5356 с послойным экспоненциальным уменьшением мощности электронного пучка от подложки к верхней части образца позволил обеспечить оптимальное тепловложение для получения стабильной ванны расплава необходимой глубины по всей высоте печатаемого материала с минимальным испарением из нее магния. Предложенный подход позволил снизить пористость материала в 4 раза (с 0.8 до 0.2 %) при уменьшении среднего размера пор с 4 до 1 мкм, сохранить в материале содержание магния в рамках марочного состава, а также получить материал с прочностью 258 МПа и относительным удлинением 37 %, что соответствует типовым характеристикам литого сплава АА5356 [13].
4. Формирование объемных образцов из жаропрочного никелевого сплава
Получение готовых изделий из жаропрочных сплавов является достаточно сложной задачей из-за их плохой обрабатываемости, высокой прочности и низких пластических характеристик [15, 16]. В этом случае методы аддитивного производства незаменимы для формирования изделий со сложной внутренней архитектурой, но до сих получение жаропрочных никелевых сплавов методами аддитивных технологий является нетривиальной задачей. Методом ЭЛАП были получены образцы из прутков сплава ЖС6У (N1 — основа, Бе — до 1 %, С — 0.13-0.2 %, — до 0.4 %, Мп — до 0.4 %, N1 — 54.3-62.7 %, Сг — 8-9.5 %, Се — до 0.02 %, Мо — 1.2-2.4 %, — 9.5-11 %, Со — 9-10.5 %, N — 0.8-1.2 %, Т — 2-2.9 %, А1 — 5.1-6 %, 2г — до 0.04 %, В — до 0.035 %, примеси — менее 0.1 %), не содержащие дефектов типа несплошностей (трещин, пор) на макро-и микроскопических уровнях (рис. 4, а) [17]. Схема получения образцов приведена на рис. 2, в.
За исключением области влияния подложки и верхних слоев, не подвергнутых многократному переплаву, нагреву и охлаждению, основная часть объемного образца представлена направленными колониями дендритов, которые растут эпитаксиально в направлении аддитивного выращивания с наклоном в сторону направления печати в слоях и пересекают макроскопические слои 3Б-печати (рис. 4, б). Расстояние между осями дендритов первого порядка находится в диапазоне 20-30 мкм, что соответствует величинам тем-
Рис. 4. Внешний вид изделия из сплава ЖС6У, полученного методом ЭЛАП (а); РЭМ-изображение его микроструктуры, демонстрирующее направленный рост дендритов (б); светлопольное ПЭМ-изображение у'-фазы (в). Стрелками указаны направление аддитивного выращивания (АВ) и направление печати (НП)
пературного градиента в диапазоне от 190 до 445 °С/см [18]. Такие значения температурного градиента соотносятся с традиционным методом литья с направленной кристаллизации [19]. Преимущественная ориентация кристаллических решеток у- и у'-фаз, являющихся основой материала [20], вдоль нормали к поверхности подложки соответствует кристаллографическому направлению типа <001 >.
Тонкая структура полученного методом ЭЛАП материала подобна структуре литого сплава ЖС6У. Она представлена выделениями у'-фазы кубоидной морфологии с размером 10-100 нм (рис. 4, в) в у-матрице и субмикрокристаллическими выделениями карбидов типа МС и М6С (где М — Т1, Сг, Мо, Ш), которые располагаются в междендритном пространстве. Размеры всех структурных элементов материала, полученного методом ЭЛАП, на 1-2 порядка меньше таковых в литом состоянии. В результате формирования такой структуры механические свойства материала аддитивно изготовленного сплава ЖС6У превосходят свойства исходного материала в литом состоянии (табл. 1).
5. Управление структурой титанового сплава
Титановые сплавы являются одним из ключевых материалов для аддитивного производства. Это связано с тем, что сплавы на основе титана широко используются в авиационной и ракетно-
космических отраслях промышленности, которые в настоящее время являются основными потребителями технологии ЭЛАП [21-25]. Процесс ЭЛАП сопровождается сложным термическим циклированием, которое в зависимости от параметров процесса приводит к существенной анизотропии свойств изделий из сплава ВТ6 [22]. При различных условиях ЭБ-печати предел прочности материала может варьироваться от 700 до 1200 МПа [23]. В процессе изготовления титановых заготовок происходит эпитаксиальный рост зерен в-фазы, внутри которых после охлаждения формируются пластины а(а')-фазы, размеры и строение которых зависят от режима печати [24]. Примеры структур, формируемых в сплаве ВТ6 при ЭЛАП, представлены на рис. 5. Увеличение скорости отвода тепла при аддитивном производстве, которое реализовано за счет изменения толщины и материала подложки, приводит к изменению толщины пластин а(а')-фазы в сплаве ВТ6 от 1.1 до 0.8 мкм, что позволяет снизить анизотропию свойств от 10 до 5 % [24]. Механические свойства материалов, полученных методом ЭЛАП, находятся на уровне характеристик соответствующих сплавов в литом состоянии (в различных экспериментах от 578 МПа для крупногабаритных изделий до 780 МПа при получении изделий среднего размера с оптимальным отводом тепла) [24].
Таблица 1. Механические свойства (одноосное растяжение при комнатной температуре) образцов, полученных методом ЭЛАП из прутков сплава ЖС6У
Материал оВ, МПа о02, МПа 5, %
Аддитивное изделие вдоль направления роста дендритов 1196±38 968 ± 4 12 ± 1
Аддитивное изделие вдоль направления выращивания 1210 ± 9 1018±21 15 ± 2
Литое изделие 1059±55 776 ± 32 16 ± 2
Для сопоставления приведены данные для литого сплава ЖС6У.
Рис. 5. Макроструктура (а) и микроструктура в нижней (б) и верхней (в) части образца титанового сплава ВТ6, полученного методом ЭЛАП (цветной в онлайн-версии)
6. Управление структурой и фазовым составом сталей разного класса
Хромоникелевые аустенитные нержавеющие стали — самый востребованный класс сталей для аддитивного производства [26]. Они являются одним из наиболее широко используемых конструкционных материалов в мире благодаря хорошей пластичности, свариваемости, высокой коррозионной стойкости [27]. Среди многообразия материалов, используемых в аддитивных технологиях, эти стали занимают одну из лидирующих позиций, но ученые и производители сталкиваются с некоторыми проблемами при их изготовлении [26, 28-30]. Сложная термическая история и неравновесные условия кристаллизации в процессе ЭЛАП способствуют возникновению таких особенностей микроструктуры в нержавеющих сталях, как анизотропия свойств и формирование большой доли 5-феррита. Снизить или полностью подавить влияние этих факторов удается с использованием нескольких научно обоснованных подходов.
Первый подход основан на стабилизации аустенитной структуры сталей при использовании двухпроволочной ЭЛАП (аустенитная сталь 08Х18Н10Т/нихромовый сплав 80 % N1-20 % Сг) [31]. Компенсация изменения химического состава стали в процессе ЭЛАП (прежде всего обеднения по никелю) за счет добавления никелевого сплава в ванну расплава приводит к изменению механизма кристаллизации стали и формированию однофазного аустенитного состояния сразу же после аддитивного роста. Полученная таким образом сталь (Ре-(19-20)Сг-(15-17)М-0.5Мп-0.6Ть 0.781-С, мас. %) имеет не только однофазную аус-тенитную структуру, но за счет высокой концентрации никеля в составе проявляет стабильность к деформационному у ^ а'-превращению при комнатной температуре, что необходимо для повышения коррозионных свойств изделия. Сталь
имеет более низкие прочностные характеристики, чем двухфазные стали, обычно получаемые в процессе ЭЛАП, но обладает более высокой пластичностью (табл. 2).
Другой подход позволяет частично подавить анизотропию зеренной структуры и, следовательно, улучшить механические свойства нержавеющих сталей за счет ультразвукового воздействия в процессе ЭЛАП [32]. Высокочастотные упругие (т. е. ультразвуковые) колебания при нестационарных процессах кристаллизации металлических сплавов применяли ранее при порошковой аддитивной технологии для уменьшения количества пор, микротрещин [33], а также для измельчения микроструктуры и улучшения механических свойств нержавеющей стали [34]. Ультразвуковые колебания в процессе проволочной ЭЛАП способствуют измельчению зеренной структуры (средний размер зерен уменьшается от 433 ± 145 до 256 ± 17 мкм), положительно влияют на механические свойства материала при растяжении (табл. 2), обеспечивают растворение и фрагментацию дендритов 5-феррита и снижают их объемную долю (от 10 до 8 %) [32].
В отношении аустенитных сталей метод ЭЛАП был эффективно использован для получения объемных образцов высокоазотистых сталей [35, 36]. Этот подход предполагает, что использование азота как легирующего элемента способствует стабилизации аустенитной фазы и позволит исключить из состава аустенитных сталей никель, повысить прочностные свойства сталей за счет формирования твердого раствора внедрения при одновременном сохранении пластичности и вязкости разрушения. Предпосылками для этих исследований явились работы, свидетельствующие о положительном влиянии азота на механические свойства объемных материалов, полученных методами аддитивного производства [37-39]. С использованием метода ЭЛАП были получены об-
Таблица 2. Механические свойства сталей разного класса при комнатной температуре (одноосное растяжение)
Сталь, состав (мас. %) и способ производства о0.2, МПа оВ, МПа 5, %
Сг-№-П Ее-8.8№-17.4Сг-1.1Мп-0.5Ть0.48ь0.07С Литая + ТО 315 1050 79
Сг-№-П Ее-8.8№-17.4Сг-1.1Мп-0.5Ть0.48ь0.07С ЭЛАП 216 (НР) 207 (НО) 445 (НР) 510 (НО) 61 (НР) 64 (НО)
Сг-№-П Ее-8.8№-17.4Сг-1.1Мп-0.5Ть0.48ь0.07С ЭЛАП + УЗВ 231 (НР) 233 (НО) 503 (НР) 524 (НО) 70 (НР) 53 (НО)
Сг-№ Ее-9.1№-19.1Сг-0.958ь0.12С ЭЛАП 245-264 (НР) 252-305 (НО) 820-855 (НР) 810-890 (НО) 43-47 (НР) 36-45 (НО)
AISI 321 + №Сг, двухпроволочная подача Ее-(19-20)Сг-(15-17)№-0.5Мп-0.6Ть0.78ьС ЭЛАП 148 (НР) 375 (НР) 54 (НР)
Сг-м-чь Ее-9.5№-18.7Сг-1.6Мп-0.1С-0.78ь1.4КЪ ЭЛАП 235 (НР) 800(НР) 32 (НР)
Сг-Мп-У-Ч Ее-21.6Сг-25.7Мп-1^-0.7С-1.2К Литая + ТО 843 1419 28
Сг-Мп-У-Ч Ее-22.3Сг-19.9Мп-1^-0.69С-1.16К ЭЛАП 878 (НР) 1306 (НР) 2 (НР)
Сг-Мп-Ч Ее-20.7Сг-22.2Мп-0.3№-0.68ь0.15С-0.53К Литая + ТО 510 914 38
Сг-Мп-Ч Ее-22.9Сг-10.8Мп-0.1№-0.68ь0.1С-0.48К ЭЛАП 440-470 (НР) 527-555(НО) 775-857 (НР) 864-879 (НО) 28-40 (НР) 48-50 (НО)
09Г2С Ее-(1.8-2.1)Мп-(0.7-0.95)8ь(0.05-0.11)С Литая + ТО 334 491 38
08Г2С Ее-(1.3-1.7)Мп-(0.5-0.8)Б1-<0.12С ЭЛАП 245-280 (НР) 273-339 (НО) 439-445 (НР) 430-464 (НО) 28-32 (НР) 25-37 (НО)
НР — свойства в направлении роста заготовки, НО — в направлении осаждения слоев, ТО — термическая обработка, УЗВ — ультразвуковое воздействие. В таблице для сравнения приведены данные для аналогичных сталей, полученных традиционными методами.
разцы хромомарганцевых сталей с концентрацией атомов внедрения 0.5 и 1.9 мас. % [35, 36]. Установлено, что в процессе аддитивного производства таких образцов происходит обеднение состава стали по марганцу, но в них сохраняется исходно высокая концентрация атомов внедрения.
Заготовки хромомарганцевой стали с высоким содержанием азота были успешно изготовлены с использованием ЭЛАП из прутков высокоазотистой стали Ре-20.7Сг-22.2Мп-0.3№-0.681-0.15С-0.53К (мас. %). Аддитивно изготовленные образцы имели двухфазную структуру дендритной морфологии — аустенит-ферритную (40 % феррит-ной фазы). Высокая объемная доля феррита и дендритная микроструктура стали обусловлены снижением концентрации марганца в процессе аддитивного производства от 22 до 11 мас. % и изменением механизма кристаллизации стали, при этом общая концентрация атомов внедрения («0.5 мас. %) изменялась лишь незначительно в процессе ЭЛАП. Преимущественное образование аустенитных дендритов с высоким содержанием в
них азота (около 0.9 мас. % азота) на ранних стадиях процесса кристаллизации привело к обеднению расплава по азоту и марганцу, что сопровождалось образованием безазотистого феррита в междендритных областях. Несмотря на существенное изменение элементного и фазового состава стали после ЭЛАП, ее механические свойства были сопоставимы с аустенитной сталью, используемой в качестве сырья для аддитивного производства (табл. 2).
Для случая когда аддитивная сталь была получена с использованием прутков Бе-21.6Сг-25.7Мп-1.4У-0.7С-1.2К (мас. %), снижение концентрации марганца не вызывало дестабилизации аустенит-ной структуры, и после процесса ЭЛАП были получены заготовки с гетерофазной структурой на основе аустенита с дисперсными фазами различного состава и морфологии (карбонитридов хрома и ванадия и интерметаллидов (Бе, Сг, Мп, V)) [36]. Комплексный эффект твердорастворного упрочнения и дисперсионного твердения обусловливает высокие прочностные свойства адди-
тивно полученной высокоазотистой ванадийсо-держащей аустенитной стали, но за счет формирования дисперсных фаз ее пластичность не велика (табл. 2).
Методы аддитивных технологий позволяют получать объемные заготовки сталей ферритного и феррито-перлитного классов, но это направление исследований пока развито слабо, и в современной литературе все еще мало работ, посвященных исследованию структуры и свойств таких материалов [40-42]. С использованием метода ЭЛАП была получена стальная заготовка из проволоки малоуглеродистой стали 08Г2С [43]. В ней была сформирована структура с неравноосными ферритными зернами, размеры которых достигают сотен микрометров, но формирования столбчатых зерен, вытянутых в направлении роста заготовки, не происходило (как в случае сталей аустенитного класса). Аддитивная сталь имела постоянный по объему фазовый состав, при этом ферритные зерна обладали разной морфологией — в нижней части заготовки преобладали квазиравноосные зерна феррита с крупными сферическими карбидами, а в центральной и верхней частях заготовки помимо неравноосных феррит-ных зерен с карбидами наблюдали зерна с пластинчатой морфологией феррита, напоминающей мартенсит или бейнит, т.е. в результате многократных циклов нагрева и охлаждения и разогрева материала в процессе ЭЛАП в разных частях заготовки были реализованы разные последовательности фазовых превращений. Это вызвало формирование заметной анизотропии механических свойств такой стали, но в целом ее механические характеристики не уступали аналогу, полученному традиционными методами литья и термической обработки (нормализации) (табл. 2).
7. Создание функциональных градиентных материалов на основе алюминия, меди и нержавеющей стали
В последнее время становятся все более востребованными функциональные градиентные материалы, которые сочетают в себе свойства разнородных материалов, объединенных в единый макроскопический объект (деталь) с градиентным изменением состава, структуры и свойств [44, 45]. Основные проблемы формирования связующих слоев в функциональных градиентных материалах связаны с малой или нулевой взаимной растворимостью компонентов, разнородностью их
структуры, а также со склонностью к образованию хрупких интерметаллидных фаз [44-47].
При создании функциональных градиентных материалов использовались алюминиевые сплавы с разными функциональными свойствами: сплав АА4047 (А1 — основа, — 11-13 %, Бе — 0.6 %, Т — 0.15 %, 2п — 0.2 %, Си — 0.05 %) характеризуется хорошими литейными свойствами и коррозионной стойкостью, сплав АА7075 (А1 — основа, 2п — 5.6-6.1 %, Ме — 2.1-2.5 %, Си — 1.2-1.6 %, примеси — менее 0.5 %) является высокопрочным, сплав АА5356 (А1 — основа, Ме — 5.0 %, примеси — менее 0.4 %) одновременно обладает достаточно высокой прочностью и коррозионной стойкостью.
Методом ЭЛАП были созданы функциональные градиентные материалы на основе алюминия при печати сплавом АА4047 на подложке из сплава АА7075 [46] и печати сплавом АА5356 на подложке из сплава АА7075 [47]. Сформированная в процессе ЭЛАП градиентная зона в сплавах АА4047 и АА7075 имеет резкую границу, которая обогащена кремнием и содержит частицы фазы Ме281, снижающие коррозионные свойства градиентных слоев по сравнению со сплавом АА4047 [46]. Для функционального градиентного материала, сформированного на основе алюминиевых сплавов АА5356 и АА7075, характерно формирование в интерфейсной зоне частиц вторичных фаз различного состава, способствующих повышению твердости и прочности зоны структурного градиента. Исследования коррозионной стойкости полученного материала показали, что в нижней части переходной зоны наблюдается межкристаллитная коррозия, обусловленная формированием частиц, обедненных железом, и ее величина снижается по мере приближения к области, соответствующей составу сплава АА5356, где наблюдается уже питтинговая коррозия, обусловленная формированием в данной зоне при печати частиц Ме281.
Методом ЭЛАП также были получены биметаллические функциональные градиентные материалы системы «сталь - медь» [48]. Микроструктура исследованных биметаллических образцов изменяется по высоте. Структура аддитивной аустенитной стали в градиентной зоне содержит включения меди в аустенитных зернах и по их границам (рис. 6, а, б), по мере продвижения к медной части заготовки она становится сетчатой с включениями меди по границам дендритов или зерен (рис. 6, в-д), а затем сменяется областями с
Рис. 6. Металлографические изображения биметаллического градиентного материала [48] в нижней (а, б), центральной (в-д) и верхней (е) частях образца (цветной в онлайн-версии)
Рис. 7. Изображения, полученные методом растровой электронной микроскопии, и карты распределения элементов по структуре (метод микрорентгеноспектрального анализа) поперечных сечений образцов металломатричного композита СиА1-В4С (цветной в онлайн-версии)
включениями железа в зернах меди (рис. 6, е). Растворимость меди в кристаллической решетке у-фазы (в стальной части градиентного материала) и элементов, входящих в состав стали, в его
медной части находится в соответствии с фазовыми диаграммами для систем Fe-Cu и в большой степени определяет структуру материала в градиентной зоне [48].
8. Формирование металломатричных композиционных материалов
Создание износостойких металломатричных композитов аддитивными методами является перспективным направлением исследований [49-51]. Композиты системы СиЛ1-В4С с градиентным распределением частиц были получены за счет использования комбинированной проволочно-по-рошковой технологии ЭЛАП [52]. Для формирования образцов использовали проволоку СиЛ17 и порошковые смеси (В4С)0.25А10.75 и (В4С)0.5А10.5, в каждом случае наносили композиционные слои толщиной 0.8 мм на подложку из сплава СиЛ17. Детальный анализ структуры образцов показал неоднородное распределение частиц В4С в материале (рис. 7), которое обусловлено перераспределением (всплыванием) частиц при переплаве ранее напечатанного слоя [52].
Испытания полученного металломатричного композита на трение при комнатной температуре показали, что упрочнение бронзовой матрицы частицами В4С приводит к повышению износостойкости алюминиевой бронзы — коэффициент трения снизился с 0.26 до 0.19. При этом износостойкость композита, полученного методом ЭЛАП с применением порошковой смеси (В4С)0.25 Л10.75, в 2.2 раза выше, чем в случае использования порошка (В4С)0.5Л10.5, что обусловлено меньшей долей абразивного износа вследствие меньшего количества частиц В4С [51].
9. Заключение
Развитие метода электронно-лучевой аддитивной печати в Институте физики прочности и материаловедения СО РАН позволило в последние 5 лет добиться значительного прогресса в создании и усовершенствовании оборудования для аддитивного производства металлических и композиционных материалов. Эта работа сопровождалась разработкой научно обоснованных подходов для управления структурой, составом и различными функциональными свойствами промышлен-но важных металлов и сплавов. В результате с использованием технологии ЭЛАП были успешно получены объемные образцы на основе меди, бронзы, алюминиевых, никелевых, титановых сплавов, сталей разного класса, функциональные градиентные материалы и металломатричные композиты. Свойства таких материалов мало уступают, а часто и превосходят аналоги, полученные
традиционными методами металлургии, что свидетельствует о возрастающей перспективе использования материалов аддитивного производства в промышленности.
Благодарности
Исследования выполнены в лаборатории локальной металлургии в аддитивных технологиях, лаборатории контроля качества материалов и конструкций и лаборатории физики иерархических структур в металлах и сплавах ИФПМ СО РАН при финансовой поддержке в рамках государственного задания ИФПМ СО РАН, проекты номер FWRW-2022-0004 и FWRW-2022-0005. Авторы благодарны к.ф.-м.н. С.В. Астафурову, к.т.н.
A.В. Воронцову, к.т.н. Д.А. Гурьянову, А.В. Гуса-ровой, к.ф.-м.н. А.П. Зыковой, к.т.н. Т.А. Калашниковой, К.Н. Калашникову, Ю.В. Кушнареву, к.ф.-м.н. Г.Г. Майер, Е.В. Мельникову, В.А. Москвиной, к.ф.-м.н. Е.Н. Москвичеву, к.ф.-м.н. С.Ю. Никонову, К.С. Осипович, М.Ю. Панченко, К.А. Реуновой, д.т.н. С.Ю. Тарасову, к.т.н. А.В. Филиппову, к.ф.-м.н. С.В. Фортуне, Н.Н. Шамарину,
B.Р. Утягановой за помощь в получении материалов и проведении экспериментальных исследований.
Литература
1. Ding D., Pan Z., Cuiuri D., Li H. Wire-feed additive manufacturing of metal components: Technologies, developments and future interests // Int. J. Adv. Ma-nuf Technol. - 2015. - V. 81. - P. 465-481. - https:// doi.org/10.1007/s00170-015-7077-3
2. Frazier W.E. Metal additive manufacturing: A review // J. Mater. Eng. Perform. - 2014. - V. 23. - P. 19171928. - https://doi.org/10.1007/s11665-014-0958-z
3. DebRoy T., Wei H.L., Zuback J.S., Mukherjee T., Elmer J.W., Milewski J.O., Beese A.M., Wilson-Heid A., De A., Zhang W. Additive manufacturing of metallic components—Process, structure and properties // Progr. Mater. Sci. - 2018. - V. 92. - P. 112-224. -https://doi. org/ 10.1016/j.pmatsci.2017.10.001
4. Li N., Huang S., Zhang G., Qin R., Liu W., Xiong H., Shi G., Blackburn J. Progress in additive manufacturing on new materials: A review // J. Mater. Sci. Tech-nol. - 2019. - V. 35. - P. 242-269. - https://doi.org/ 10.1016/j.jmst.2018.09.002
5. Blakey-Milner B., Gradl P., Snedden G., Brooks M., Pitot J., Lopez E., Leary M., Berto F., du Plessis A. Metal additive manufacturing in aerospace: A review // Mater. Des. - 2021. - V. 209. - P. 110008. - https:// doi.org/10.1016/j.matdes.2021.110008
6. Calignano F., Manfredi D., Ambrosio E.P., Biami-no S., Lombardi M., Atzeni E., Salmi A., Minetola P., Iuliano L., Fino P. Overview on additive manufacturing technologies // Proc. IEEE. - 2017. - V. 105(4). -No. 7803596. - P. 593-612. - https://doi.org/10.1109/ JPROC.2016.2625098
7. Akerfeldt P., Antti M.L., Pederson R. Influence of microstructure on mechanical properties of laser metal wire-deposited Ti-6Al-4V // Mater. Sci. Eng. A. -2016. - V. 674. - P. 428-437. - https://doi.org/10. 1016/j.msea.2016.07.038
8. Rago I., Iannone M., Marra F., Bracciale M.P., Pag-lia L., Orlandi D., Cortis D., Pettinacci V. 3D-printed pure copper: Density and thermal treatments effects // Lect. Notes Mech. Eng. - 2022. - P. 721-728. -https://doi.org/10.1007/978-3-030-91234-5
9. Wang Y., Chen X., Konovalov S., Su C., Siddi-quee A.N., Gangil N. In-situ wire-feed additive manufacturing of Cu-Al alloy by addition of silicon // Appl. Surf. Sci. - 2019. - V. 487. - P. 1366-1375. - https:// doi.org/10.1016/j.apsusc.2019.05.068
10. Mahale T., Cormier D., Harrysson O., Ervin K. Advances in Electron Beam Melting of Aluminum Alloys // 18th Solid Free. Fabr. Symp. SFF 2007. - 2007. -P. 312-323. - http://dx.doi.org/10.26153/tsw/7216
11. Domack M.S., Taminger K.M., Begley M. Metallurgical mechanisms controlling mechanical properties of aluminium alloy 2219 produced by electron beam freeform fabrication // Mater. Sci. Forum. - 2006. -V. 519-521. - P. 1291-1296. - https://doi.org/10. 4028/www.scientific.net/MSF.519-521.1291
12. Taminger K.M., Hafley R.A., Domack M.S. Evolution and control of 2219 aluminum microstructural features through electron beam freeform fabrication // Mater. Sci. Forum. - 2006. - V. 519-521. - P. 1297-1304. -https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/MSF.519-521.1297
13. Utyaganova V.R., Filippov A.V., Shamarin N.N., Vo-rontsov A. V., Savchenko N.L., Fortuna S.V., Guria-nov D.A., Chumaevskii A.V., Rubtsov V.E., Tara-sov S.Y. Controlling the porosity using exponential decay heat input regimes during electron beam wire-feed additive manufacturing of Al-Mg alloy // Int. J. Adv. Manuf. Technol. - 2020. - V. 108(9). - P. 28232838. - https://doi.org/10.1007/s00170-020-05539-9
14. Eliseev A.A., Utyaganova V.R., Vorontsov A.V., Iva-nov V.V., Rubtsov V.E., Kolubaev E.A. Comparative analysis of structure and mechanical properties of additive objects manufactured by electron beam method and cold metal transfer // Russ. J. Non-Ferr. Met. -2020. - V. 61(5). - P. 517-522. - https://doi.org/10. 3103/S106782122005003X
15. Li Y., Liang X., Yu Y., Wang D., Lin F. Review on additive manufacturing of single-crystal nickel-based superalloys // Chin. J. Mech. Eng. Add. Manuf. Front. -2022. - V. 1(1). - P. 100019. - https://doi.org/10. 1016/j.cjmeam.2022.100019
16. Shahwaz M., Nath P., Sen I. A critical review on the microstructure and mechanical properties correlation of additively manufactured nickel-based superalloys // J. Alloys Compd. - 2022. - V. 907. - P. 164530. -https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2022.164530
17. Fortuna S.V., Gurianov D.A., Kalashnikov K.N., Chu-maevskii A.V., Mironov Yu. P., Kolubaev E.A. Directional solidification of a nickel-based superalloy product structure fabricated on stainless steel substrate by electron beam additive manufacturing // Metall. Mater. Trans. A. - 2021. - V. 52. - P. 857-870. - https:// doi.org/10.1007/s11661-020-06090-8
18. Zhang Y., Huang B., Li J. Microstructural evolution with a wide range of solidification cooling rates in a Ni-based superalloy // Metall. Mater. Trans. A. -2013. - V. 44(4). - P. 1641-1644. - https://doi.org/10. 1007/s11661-013-1645-7
19. Wang H., Zhang X., Meng J., Yang J., Yang Y., Zhou Y., Sun X. A new model of competitive grain growth dominated by the solute field of the nickelbased superalloys during directional solidification // J. Alloys Compd. - 2021. - V. 873. - P. 159794. -https://doi. org/ 10.1016/j.jallcom.2021.159794
20. Shahwaz M., Nath P., Sen I. A critical review on the microstructure and mechanical properties correlation of additively manufactured nickel-based superalloys // J. Alloys Compd. - 2022. - V. 907. - P. 164530. -https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2022.164530
21. Peters M., Kumpfert J., Ward C.H., Leyens C. Titanium alloys for aerospace applications // Adv. Eng. Mater. - 2003. - V. 5(6) - P. 419-427. - https://doi.org/ 10.1002/adem.200310095
22. Carroll B.E., Palmer T.A., Beese A.M. Anisotropic tensile behavior of Ti-6Al-4V components fabricated with directed energy deposition additive manufacturing // Acta Mater. - 2015. - V. 87. - P. 309-320. -https://doi.org/10.1016/j.actamat.2014.12.054
23. Liu S., Shin Y.C. Additive manufacturing of Ti6Al4V alloy: A review // Mater. Des. - 2019. - V. 164. -P. 107552. - https://doi.org/10.1016/j.matdes.2018.-107552
24. Kalashnikov K.N., Chumaevskii A.V., Kalashnikova T.A., Kolubaev E.A. A substrate material and thickness influence on the 3D-printing of Ti-6Al-4V components via wire-feed electron beam additive manufacturing // J. Mater. Res. Technol. - 2022. - V. 16. - P. 840852. - https://doi.org/10.1016/jjmrt.2021.12.024
25. Панин А.В., Казаченок М.С., Перевалова О.Б., Си-някова Е.А., Круковский К.В., Мартынов С.А. Многоуровневые механизмы деформационного поведения технического титана и сплава Ti-6Al-4V, подвергнутых обработке высокочастотными электронными пучками // Физ. мезомех. - 2018. - Т. 21. -№ 4. - С. 45-56. - https://doi.org/10.24411/1683-805X-2018-14005
26. Bajaj P., Hariharan A., Kini A., Kürnsteiner P., Ra-abe D., Jagle E.A. Steels in additive manufacturing:
A review of their microstructure and properties // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. - V. 772. - P. 138633. -https://doi.Org/10.1016/j.msea.2019.138633
27. Bhadeshia H., Honeykombe R. Steels: Microstructure and Properties. - Amsterdam, Netherlands: Elsevier, 2006.
28. Kurzynowski T., Gruber K., Stopyra W., Kuznicka B., Chlebus E. Correlation between process parameters, microstructure and properties of 316L stainless steel processed by selective laser melting // Mater. Sci. Eng. A. - 2018. - V. 718. - P. 64-73. - https://doi.org/10. 1016/j.msea.2018.01.103
29. Wang Z., Palmer T.A., Beese A.M. Effect of processing parameters on microstructure and tensile properties of austenitic stainless steel 304L made by directed energy deposition additive manufacturing // Acta Mater. - 2016. - V. 110. - P. 226-235. - https://doi.org/ 10.1016/j.actamat.2016.03.019
30. Wang L., Xue J., Wang Q. Correlation between arc mode, microstructure, and mechanical properties during wire arc additive manufacturing of 316L stainless steel // Mater. Sci. Eng. A. - 2019. - V. 751. - P. 183190. - https://doi.org/10.1016/j.msea.2019.02.078
31. Moskvina V.A., Melnikov E.V., Astafurov S.V., Pan-chenko M.Yu., Reunova K.A., Kolubaev E.A., Astafu-rova E.G. Stable high-nickel austenitic steel produced by electron beam additive manufacturing using dual wire-feed system // Mater. Lett. - 2021. - V. 305. -P. 130863. - https://doi.org/10.1016/j.matlet.2021. 130863
32. Vorontsov A., Astafurov S., Melnikov E., Moskvina V., Kolubaev E., Astafurova E. The microstructure, phase composition and tensile properties of austenitic stainless steel in a wire-feed electron beam melting combined with ultrasonic vibration // Mater. Sci. Eng. A. -2021. - V. 820. - P. 141519. - https://doi.org/10. 1016/j.msea.2021.141519
33. Ning F., Cong W. Microstructures and mechanical properties of Fe-Cr stainless steel parts fabricated by ultrasonic vibration-assisted laser engineered net shaping process // Mater. Lett. - 2016. - V. 179. - P. 6164. - https://doi.org/10.1016/j.matlet.2016.05.055
34. Todaro C.J., Easton M.A., Qiu D., Brandt M., StJohn D.H., Qian M. Fine-grained stainless steel by ultrasound-assisted additive manufacturing // Addit. Manuf. - 2020. - P. 101632. - https://doi.org/10.1016/ j.addma.2020.101632
35. Astafurov S., Astafurova E., Reunova K., Melnikov E., Panchenko M., Moskvina V., Maier G., Rubtsov V., Kolubaev E. Electron-beam additive manufacturing of high-nitrogen steel: Microstructure and tensile properties // Mater. Sci. Eng. A. - 2021. - V. 826. -P. 141951. - https://doi.org/10.1016/j.msea.2021.141951
36. Астафурова Е.Г., Астафуров С.В., Реунова К.А., Мельников Е.В., Москвина В.А., Панченко М.Ю., Майер Г.Г., Рубцов В.Е., Колубаев Е.А. Закономерности формирования структуры в хромомарганце-
вой ванадийсодержащей стали с высокой концентрацией атомов внедрения C + N = 1.9 мас. % при электронно-лучевом аддитивном производстве // Физ. мезомех. - 2021. - Т. 24. - № 3. - С. 5-16. -https://doi.org/10.24412/1683-805X-2021-3-5-16
37. Zhang X., Zhou Q., Wang K., Peng Y., Ding J., Kong J., Williams S. Study on microstructure and tensile properties of high nitrogen Cr-Mn steel processed by CMT wire and arc additive manufacturing // Mater. Des. - 2019. - V. 166 - P. 107611. - https://doi.org/ 10.1016/j.matdes.2019.107611
38. Панин В.Е., Наркевич Н.А., Дураков В.Г., Шуле-пов И.А. Управление структурой и износостойкостью электронно-лучевого покрытия из углеродо-азотистой аустенитной стали // Физ. мезомех. -
2020. - Т. 23. - № 2. - С. 15-23. - https://doi.org/10. 24411/1683-805X-2020-12002
39. Boes J., Rottger A., Theisen W. Microstructure and properties of high-strength C+N austenitic stainless steel processed by laser powder bed fusion // Addit. Manuf. - 2020. - V. 32. - P. 101081. - https://doi.org/ 10.1016/j.addma.2020.101081
40. Li Y., Wu S., Li H., Cheng F. Dramatic improvement of impact toughness for the fabricating of low-carbon steel components via submerged arc additive manufacturing // Mater. Lett. - 2021. - V. 283. - P. 128780. -https://doi.org/10.1016/j.matlet.2020.128780
41. Ahsan Md.R.U., Tanvir A.N.M., Seo G.-J., Bates B., Hawkins W., Lee C., Liaw P.K., Noakes M., Nycz A., Kim D.B. Heat-treatment effects on a bimetallic additi-vely-manufactured structure (BAMS) of the low-carbon steel and austenitic-stainless steel // Addit. Ma-nuf. - 2020. - V. 32. - P. 101036. - https://doi.org/-10.1016/j.addma.2020.101036
42. Sun L., Jiang F., Huang R., Yuan D., Guo C., Wang J. Anisotropic mechanical properties and deformation behavior of low-carbon high-strength steel component fabricated by wire and arc additive manufacturing // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. - V. 787. - P. 139514. -https://doi. org/ 10.1016/j.msea.2020.139514
43. Astafurova E.G., Melnikov E.V., Astafurov S.V., Pan-chenko M.Yu., Reunova K.A., Moskvina V.A., Maier G.G., Kolubaev E.V. Microstructure and mechanical properties of low-carbon steel fabricated by electron-beam additive manufacturing // Lett. Mater. -
2021. - V. 11. - No. 4. - P. 427-432. - https://doi.org/ 10.22226/2410-3535-2021-4-427-432
44. Kim D., Park K., Chang M, Joo S., Hong S., Cho S., Kwon H. Fabrication of functionally graded materials using aluminum alloys via hot extrusion // Metals. -2019. - V. 9(2). - P. 210. - https://doi.org/10.3390/ met9020210
45. Owoputi A.O., Inambao F.L., Ebhota W.S. A review of functionally graded materials: Fabrication processes and applications // Int. J. Appl. Eng. Res. - 2018. -V. 13(23). - P. 16141-16151. - http://www.ripublica tion.com/ijaer18/ijaerv13n23_01.pdf
46. Filippov A.V., Utyaganova V.R., Shamarin N.N., Vo-rontsov A.V., Savchenko N.L., Gurianov D.A., Chuma-evskii A.V., Rubtsov V.E., Kolubaev E.A., Tarasov S.Y. Microstructure and corrosion resistance of AA4047/ AA7075 transition zone formed using electron beam wire-feed additive manufacturing // Materials. -2021. - V. 14(22). - P. 6931. - https://doi.org/10. 3390/ma14226931
47. Utyaganova V.R., Filippov A.V., Tarasov S.Y., Shama-rin N.N., Gurianov D.A., Vorontsov A.V., Chumaevs-kiiA.V., Fortuna S.V., Savchenko N.L., Rubtsov V.E., Kolubaev E.A. Characterization of AA7075/AA5356 gradient transition zone in an electron beam wire-feed additive manufactured sample // Mater. Charact. -2021. - V. 172. - P. 110867. - https://doi.org/10. 1016/j .matchar.2020.110867
48. Osipovich K., Astafurova E., Chumaevskii A., Kalashnikov K., Astafurov S., Maier G., Melnikov E., Moskvi-na V., Panchenko M., Tarasov S. Yu., Rubtsov V., Kolubaev E. Gradient transition zone structure in "steel-copper" sample produced by double wire-feed electron beam additive manufacturing // J. Mater. Sci. -2020. - V. 55. - P. 9258-9272. - https://doi.org/10. 1007/s10853-020-04549-y
49. Wang Q.Z., Lin X., Kang N., Wen X.L., Cao Y., Lu J.L., Peng D.J., Bai J., Zhou Y.X., El Mansori M.,
Huang W.D. Effect of laser additive manufacturing on the microstructure and mechanical properties of TiB2 reinforced Al-Cu matrix composite // Mater. Sci. Eng. A. - 2022. - V. 840. - P. 142950. - https://doi.org/10. 1016/j.msea.2022.142950
50. Zhang X., Li L., Liou F. Additive manufacturing of stainless steel—Copper functionally graded materials via Inconel 718 interlayer // J. Mater. Res. Technol. -2021. - V. 15. - P. 2045-2058. - https://doi.org/10. 1016/j.jmrt.2021.09.027
51. Feenstra D.R., Banerjee R., Fraser H.L., Huang A., Molotnikov A., Birbilis N. Critical review of the state of the art in multi-material fabrication via directed energy deposition // Curr. Opin. Solid. St. M. -2021. - V. 25(4). - P. 100924. - https://doi.org/10. 1016/j.cossms.2021.100924
52. Filippov A. V., Khoroshko E.S., Shamarin N.N., Savchenko N.L., Moskvichev E.N., Utyaganova V.R., Kolubaev E.A., Smolin A.Yu., Tarasov S.Yu. Characterization of gradient CuAl-B4C composites additively manufactured using a combination of wire-feed and powder-bed electron beam deposition methods // J. Alloys Compd. - 2021. - V. 859. - P. 157824. -https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2020.157824
Поступила в редакцию 18.05.2022 г., после доработки 18.05.2022 г., принята к публикации 30.05.2022 г.
Сведения об авторах
Колубаев Евгений Александрович, д.т.н., проф. РАН, дир. ИФПМ СО РАН, eak@ispms.ru
Рубцов Валерий Евгеньевич, к.ф.-м.н., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, rvy@ispms.ru
Чумаевский Андрей Валерьевич, к.т.н., снс ИФПМ СО РАН, tch7av@gmai1.com
Астафурова Елена Геннадьевна, д.ф.-м.н., доц., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, e1ena.g.astafurova@ispms.ru
