CC BY
96
_ АДДИТИВНЫЕ ТЕХНОЛОГИИ _
Научный редактор раздела докт. техн. наук, профессор И.С. Полькин
УДК 669.715: 621.762-621.791.7 DOI: 10.24412/0321-4664-2021-1-4-17
ПРИНЦИПЫ ЛЕГИРОВАНИЯ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ ДЛЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ПРОВОЛОКИ, ИСПОЛЬЗУЕМОЙ В АДДИТИВНОМ ПРОИЗВОДСТВЕ И ДЛЯ УПРОЧНЯЮЩЕЙ НАПЛАВКИ
Валентин Юрьевич Конкевич1,2, докт. техн. наук, Виктор Николаевич Тимофеев3,4, докт. техн. наук, Галина Петровна Усынина4, канд. техн. наук, Татьяна Михайловна Кунявская2, канд. техн. наук, Елена Владимировна Никитина2, докт. техн. наук, Павел Юрьевич Предко1
1Всероссийский институт легких сплавов, Москва, Россия, [email protected] 2Московский авиационный институт (Национальный исследовательский университет), Москва, Россия
3Сибирский федеральный университет, Красноярск, Россия 4Научно-производственный центр магнитной гидродинамики, Красноярск, Россия
Аннотация. В настоящее время достигнуты большие успехи в области аддитивной технологии, при которой в качестве исходного материала используется металлический порошок. Однако высокая стоимость порошка сдерживает расширение производства аддитивной технологии. Кроме того, производительность технологического процесса относительно невысока, что препятствует организации крупносерийного производства. В связи с этим в последние годы интенсивно развивается направление аддитивной технологии, связанное с применением в качестве исходного материала для 3D-печати не порошков, а проволоки, которая используется в так называемом процессе прямого осаждения (Direct Deposition).
Для 3D-печати при использовании в качестве источника нагрева сварочной дуги применяют процесс WAAM (welding arc additive manufacturing). Кроме сварочной дуги, при аддитивном производстве может быть использован лазер, лазер совместно с дугой, плазменная дуга. При этом применяют либо стандартную сварочную проволоку, либо проволоку из сплавов с высоким уровнем легирования, состав которой зависит от конструкционных или функциональных требований детали и от условий кристаллизации наплавленного металла.
Ключевые слова: сварочная проволока, аддитивное производство, наплавка, состав, скорость, кристаллизация
Principles of Alloying of Aluminum Alloys to Manufacture Wire Used in Additive Production and for the Hardening Deposition. Dr. of Sci. (Eng.) Valentin Yu. Konke-
vich1,2, Dr. of Sci. (Eng.) Victor N. Timofeev3,4, Cand. of Sci. (Eng.) Galina P. Usy-nina4, Cand. of Sci. (Eng.) Tatiana M. Kunyavskaya2, Dr. of Sci. (Eng.) Elena V. Niki-tina2, Pavel Yu. Predko1
1 All-Russia Institute of Light Alloys, Moscow, Russia, [email protected]
2 Moscow Aviation Institute (National Research University), Moscow, Russia
3 Siberian Federal University, Krasnoyarsk, Russia
4 Research and Production Center for Magnetic Hydrodynamics, Krasnoyarsk, Russia
Abstract. Currently, great advances have been made in the field of additive technology, in which metal powder is used as an initial material. However, the high cost of the powders restricts the expansion of the additive manufacturing. In addition, the productivity of the manufacturing process is relatively low that constrains the organization of large-scale production. In addition, the additive technology has been intensively developing during last years; that is associated with the use of wire (used in the so-called Direct Deposition process) as an initial material for 3D-printing instead of powders.
The WAAM process (welding arc additive manufacturing) is used as a heating source of the welding arc used for the 3D-printing. In addition to the welding arc, laser, a laser together with an arc, and a plasma arc can be used in the additive manufacturing. In this case, either a standard welding wire or a wire made of high alloyed alloys is applied, the alloy composition depends on the structural or functional requirements to the part and on the solidification conditions of the deposited metal.
Key words: welding wire, additive manufacturing, weld deposition, composition, speed, crystallization
Введение
В различных отраслях промышленности широко исследуются, проходят испытания металлические детали, полученные 3й-печатью различными способами аддитивной технологии. До последнего времени это были ме-таллопорошковые технологии: селективное лазерное сплавление, электронно-лучевое сплавление (процессы объединяются по общим названием Bed Deposition), а также газопорошковая наплавка с прямым подводом энергии и материала (Direct Energy Deposition). Применение этих методов аддитивной технологии позволило достичь довольно высокого качества металлических деталей.
Однако дальнейшему развитию указанных технологий препятствуют слишком большая цена порошка, высокие требования к его качеству, достаточно большой отсев порошка, что, в определенной мере, нивелирует принципиальные преимущества, свойственные аддитивной технологии. Кроме того, производительность технологического процесса относительно невысока, что препятствует организации крупносерийного производства. В связи с этим в последние годы интенсивно развивается направление аддитивной технологии, связанное с применением в качестве исходного материала для 3D-печати не порошков, а проволоки. При этом источники нагрева применяются те же, что и при «металлопорошко-вой» технологии - лазер, электронный луч, электрическая дуга, плазменная дуга [1, 2].
Стоимость сварочной проволоки в зависимости от ее состава может быть, по крайней
мере, на один - два порядка меньше стоимости порошка, который используется, например, для процесса SLM ^Б), кроме того, доступна гораздо более широкая, чем у порошков, номенклатура сплавов. Очень важно то, что в процессе наплавки сварочная проволока практически полностью используется, т.е. именно в случае применения проволоки реализуется один из основных важных принципов аддитивного производства - близкое к 100 % использование материала для изготовления заготовок.
В качестве источника энергии в настоящее время получили наибольшее распространение электродуговые источники, лазеры (волоконные, дисковые, диодные), электронно-лучевые источники, плазменные и гибридные комбинированные источники. В зависимости от источника энергии, режимов наплавки (осаждения), технологических особенностей процесса (например, способ подачи проволоки - коаксиальный или боковой) термический цикл процессов наплавки может значительно изменяться. Поэтому выбирать состав проволочного сплава необходимо исходя из условий кристаллизации наплавленного слоя, кристаллизации элементов 3D-деталей, свойственных энергетике процесса.
В целом проволоку для высокоэнергетического осаждения (для наплавки) можно разделить на две основные группы: сварочная проволока для упрочняющей или ремонтной наплавки; сварочная проволока для 3D-печати методами аддитивной технологии.
Применительно к алюминиевым сплавам упрочняющую и ремонтную наплавку проводят, в основном, методами дуговой сварки, хотя в последнее время довольно широко на-
чинают использовать лазерную наплавку. Для этих процессов применяют высоколегированные сварочные материалы, включая порошковые. Поверхностное упрочнение позволяет обеспечить высокие эксплуатационные характеристики деталей, изготовленных из относительно дешевых сплавов, а также обеспечить восстановление размеров деталей за счет ремонтной наплавки.
Для 3D-печати (процесс WAAM) может быть использована либо стандартная сварочная проволока, либо проволока из сплавов с высоким уровнем легирования, который зависит от конструкционных или функциональных требований, предъявляемых к детали.
Различные типы высоколегированной сварочной проволоки для сварки и наплавки алюминиевых сплавов
Высоколегированная сварочная проволока из слитка. Улучшение свойств сварных соединений и технологической свариваемости возможно за счет применения присадочных материалов с повышенным содержанием переходных металлов. Поэтому достаточно давно за рубежом и в СССР велись исследования по разработке присадочных проволок, содержащих переходные, а также редкоземельные металлы. В работах [3, 4] сообщалось об увеличении прочности, пластичности, ударной вязкости сварных соединений и улучшении свариваемости в результате применения присадочной проволоки, содержащей переходные металлы Мп, 2г, И, а также лантаноиды.
Необходимость получения сварных соединений со специальными свойствами привела к разработке новых присадочных материалов с высоким содержанием переходных металлов. Так, для обеспечения повышенной коррозионной стойкости сварных соединений в ИЭС им. Е.О. Патона и ВИЛСе была разработана сварочная проволока 1437, содержащая 1,5 % Сг и 1,5 % 2г [5]. Для сварки сосудов, транспортирующих сжиженный газ, т.е. для соединений с высокой низкотемпературной прочностью, предложена проволока, содержащая до 3 % N и 3 % РЗМ [6].
Вследствие того, что в проволоке из указанных сплавов содержатся крупные интерме-таллиды, которые не успевают расплавиться при сварке и вызывают охрупчивание сварных
Рис. 1. Первичные интерметаллиды в сварочной проволоке А1—1,5 % Сг-1,5 % 2г, х50
швов, в патенте на состав сплава [6] оговаривается, что присадочный материал предназначен для сварки с высокой погонной энергией (рис. 1). Это, по мнению автора, должно обеспечить условия для расплавления интер-металлидов, но, с другой стороны, влечет за собой уменьшение скорости охлаждения при кристаллизации металла шва и ухудшает условия формирования структуры.
В настоящее время наиболее легированной сварочной проволокой, обеспечивающей высокую прочность сварных швов конструкционных алюминиевых сплавов, является проволока системы А!-Мд-Бс-2г типа Св1571 [7] и Зса!та!!оу [8]. Эти сплавы легированы скандием, который хорошо растворяется в алюминии и не образует первичных интер-металлидов в слитке даже при содержании Бс ~ 0,7 % мас., при этом использование проволоки такого типа не только повышает прочностные свойства сварного соединения, но и существенно повышает сопротивление образованию горячих трещин.
Широкие исследования по созданию сварочной проволоки для упрочняющей наплавки нагруженных поверхностей деталей из алюминиевых сплавов, работающих в условиях износа (например, канавок поршней) были проведены в ИЭС им. Е.О. Патона [9-11]. При этом повышение ресурса работы и износостойкости было достигнуто за счет роста уровня легирования металла в критической зоне такими переходными металлами, как железо, никель и др.
Проведенные исследования по созданию алюминиевых сплавов для проволоки, легированных переходными металлами, показали, что эффективным способом получения дисперсной структуры интерметаллидов переход-
Рис. 2. Слиток непрерывного литья, полученный с применением магнитной гидродинамики:
а - слиток в бухтах; б - проволока в бухтах; в - микроструктура слитка сплава А1-Мд-ПМ [12]
ных металлов в алюминии является электромагнитная кристаллизация при литье тонкого слитка 0 8-12 мм неограниченной длины (рис. 2, а). Метод разработан в Сибирском федеральном университете и Научно-производственном центре магнитной гидродинамики (Красноярск). Этот метод обеспечивает стабильное формирование мелкодисперсной структуры, близкой по размеру и морфологии первичных фаз структуре, которая формируется при кристаллизации гранул [12, 13].
Формирование структуры такого рода происходит за счет того, что разработанная технология обеспечивает при литье сильное электромагнитное воздействие по всему объему жидкого металла и, соответственно, происходит интенсивное течение кристаллизующегося металла по всему сечению тонкого слитка. Такой характер формирования структуры удалось обеспечить за счет оригинальной конструкции электромагнитного кристаллизатора.
Основным рабочим узлом электромагнитного кристаллизатора является индуктор, выполненный в виде соленоида, питаемый однофазным синусоидальным током. Электромагнитное поле индуктора пульсирует и тем самым оказывает силовое действие на объем жидкого металла. Потенциальная составляющая этих сил обеспечивает удержание слитка, исключая его проливы, а вихревая - формирует два тороидальных вихря (рис. 3).
К литым заготовкам малых диаметров возможно применить следующую закономерность: вихрь замыкается и пронизывает весь объем кристаллизующегося металла, что позволяет достигнуть высоких скоростей и впоследствии повысить значение турбулентной составляющей эффективной теплопроводности. Кроме того, высокие скорости охлаждения достигаются за счет струйной подачи воды непосредственно на поверхность заготовки возле фронта кристаллизации. Высокие скорости охлаждения (103-104 К/с) позволяют значительно повысить физические и механические свойства, а также обеспечить дисперсную микроструктуру по всему сечению отливаемого слитка.
Главной и ключевой особенностью литья методом ЭМК является исключение контакта расплавленного металла со стенками формы, удержание его в индукторе за счет замещения силы тяжести воздействием на расплав элек-
Рис. 3. Принципиальная схема литья длинномерных слитков 0 8-12 мм методом электромагнитной кристаллизации:
1 - электромагнитный кристаллизатор; 2 - охладитель
тромагнитных сил, а именно в жидкой фазе слитка у фронта кристаллизации уравновешиваются гидростатическое и электромагнитное давления. Именно поэтому высота жидкой фазы слитка должна быть постоянна в период протекания процесса литья.
На основе результатов исследований можно сделать вывод, что литье в электромагнитный кристаллизатор является перспективным способом изготовления высоколегированной проволоки для аддитивной технологии. При этом сама технология проста и не требует такого количества операций, как в гранульной металлургии. Из длинномерного слитка малого диаметра возможно только с помощью операции волочения получить проволоку.
Порошковая проволока. Под понятием «порошковая проволока» имеется в виду проволока, представляющая собой оболочку из свернутой алюминиевой ленты, внутри которой находится порошок из карбидов, нитридов, оксидов и т.п.
Большой комплекс работ по созданию такой проволоки и ее наплавке проведен в Приазовском государственном техническом университете под руководством В.Я. Зусина [14-16]. Был разработан целый ряд составов присадочного материала, состоящего из алюминиевой ленты, в которую «завернута» порошковая лигатура, содержащая кремний, никель, железо, титан, марганец, фторцирконат калия, медь, ванадий и др. Хотя использование такой проволоки позволило обеспечить определенное повышение износостойкости поршня в зоне канавки, недостатком этой технологии является возникновение дополнительного источника водорода в виде влаги, адсорбированной поверхностью частиц шихты порошковой ленты, и, соответственно, невозможность получить наплавленный металл высокого с точки зрения плотности качества. К несомненным достоинствам порошковых лент относится возможность в широких пределах изменять состав наполнителя. Подобная технология производства проволоки (порошок карбида вольфрама внутри никелевой оболочки) используется, например, Фраунгофе-ровским институтом (Германия) в коаксиальной лазерной головке (рис. 4) [17].
Высоколегированная гранулируемая проволока для сварки и упрочняющей наплавки поршней. Применение гранулируемой сварочной проволоки с высоким содержанием пере-
Рис. 4. Проволока WC + N1 [17]
ходных металлов создает предпосылки для формирования интенсивной пористости сварного шва или наплавленного слоя, поскольку в шов вносится большое количество оксидных включений. Использование гранул большого диаметра, полученных методом вибрационного литья (рис. 5), позволило примерно на два порядка уменьшить количество поверхностных оксидных включений, соответственно, существенно снизить количество пор и получить плотный качественный металл сварного шва или наплавленного слоя (содержание кислорода в проволоке менее 0,01 % мас.) [18].
Гранулируемую проволоку изготавливают по технологической схеме: литье гранул - ком-пактирование гранул - прессование компакта на пруток 90-120 мм - прокатка прутка на катанку на стане поперечно-винтовой прокатки -волочение проволоки на конечный диаметр.
Для изготовления высоколегированной проволоки на основе силумина, которая обладает низкой технологической пластичностью при прокатке и волочении, прессованием через многоочковую матрицу получают тонкий прессованный пруток диаметром от 2,5 до 5,0 мм.
Композиционная проволока для упрочняющей наплавки. Известно применение для упрочняющей наплавки поршней композиционной алюминиевой проволоки, армированной стальными волокнами [19]. Такая технология была внедрена на заводе им. Лепсе, Киев, однако при наплавке данной проволокой в наплавленном слое часто образуются крупные (до 1-2 мм) железосодержащие включения, которые при последующей токарной обработке выкрашиваются, что приводит к значительному браку [20].
Рис. 5. Внешний вид гранул, полученных вибрационным способом (а), и микроструктура проволоки, изготовленной из них (б), х200
Для расширения возможностей легирования, повышения пластичности и технологичности при изготовлении разработана технология получения высоколегированной проволоки, в основе которой лежит использование смеси гранул из псевдосплавов [21-23]. Один из псевдосплавов должен отличаться высокой технологической пластичностью. Суммарное
содержание компонентов в псевдосплавах, составляющих смесь, должно соответствовать требуемому составу сплава, в нашем случае -составу проволоки. В процессе деформирования гранулы пластичного псевдосплава обволакивают гранулы высоколегированного сплава (рис. 6, а, б), создавая в очаге деформации всестороннее гидростатическое сжатие. Это
Рис. 6. Микроструктура компактной заготовки (а), проволоки (б, х50), наплавленного слоя (в, г, х 100) из проволоки, изготовленной из смеси: высоколегированный компонент - гранулы сплава АЛ25, пластичный компонент - гранулы сплава А1-2,5 % Б1-0,7 % Мп
способствует деформированию без разрушения гранул малопластичных сплавов.
Технологический процесс производства композиционной проволоки из смеси гранул состоит из следующих операций:
- изготовление гранул, по крайней мере, двух псевдосплавов;
- смешивание гранул псевдосплавов в соотношении, соответствующем требуемому суммарному содержанию компонентов в наплавленном сплаве;
- прессование промышленной заготовки из неоднородной смеси гранул;
- поперечно-винтовая прокатка, получение катанки;
- волочение или прессование проволоки в многоочковую матрицу на конечный диаметр.
Изготовление проволоки из гранул 1,02,5 мм показало, что при прессовании происходит резкое снижение необходимого давления прессования, обеспечивается возможность получения проволоки диаметром 2,0-2,5 мм. Интересным представляется тот факт, что резкому снижению усилий деформирования способствует даже относительно небольшое содержание пластичной составляющей (-1015 % мас.) [22]. Пластичная составляющая смеси обеспечивает при этом не только повышение технологичности при горячей деформации, но и повышение пластичности готовой проволоки.
Автоматическая наплавка АДС поршня из сплава АЛ25 с использованием полученной проволоки диаметром 2,5 мм показала, что в результате воздействия дуги и перемешивания основного металла и металла проволоки в наплавленном слое происходит формирование сплава равномерного состава (рис. 6, в), хотя при исследовании микроструктуры можно обнаружить отдельные области, в которых не до конца произошло взаимное растворение компонентов проволоки (рис. 6, г).
Таким образом, анализ литературных данных показывает, что существует целый ряд различных технологических методов производства высоколегированных материалов для сварки и наплавки. Выбор того или иного способа производства зависит от цели и задачи, от комплекса физико- механических свойств, которые должны быть достигнуты в результате процесса наплавки или сварки. Каждый из этих способов имеет свои достоинства и недостатки:
- проволока, полученная по технологии гранулирования, позволяет, как правило, добиться требуемых структурных показателей в наплавленном слое, однако ее производство очень трудоемко, недостатком проволоки является склонность к образованию пор в наплавленных слоях;
- порошковая проволока - хороший материал для упрочняющей наплавки, но при ее применении относительно высока вероятность образования пор и различного рода дефектов;
- композиционная проволока является удовлетворительным материалом, однако в процессе наплавки возможны проявления неравномерности структуры;
- грубые первичные интерметаллидные соединения в условиях термического цикла сварки не всегда успевают раствориться и могут охрупчивать металл шва, служить концентраторами напряжений в условиях эксплуатации конструкции. В то же время при упрочняющей наплавке равномерно распределенные в наплавленном слое интерметаллиды могут способствовать повышению износостойкости и ресурса работы изделия;
- перспективным методом изготовления проволоки для аддитивного производства с повышенным содержанием переходных металлов является способ литья тонкого слитка в электромагнитный кристаллизатор. Дисперсные, равномерно распределенные в матрице сплава интерметаллиды расплавляются в процессе аддитивного производства, обеспечивая получение 3й-деталей и конструкций бионического дизайна из сплавов повышенной прочности.
Обоснование выбора алюминиевых сплавов с особыми физическими свойствами для аддитивной технологии с использованием нагрева дугой, лазером, электронным лучом, плазмой
Быстрая кристаллизация как основа выбора алюминиевых сплавов для аддитивного производства. Процесс аддитивного производства, с точки зрения условий кристаллизации металла, является процессом быстрой кристаллизации (в англоязычной литературе его называют процессом RSR - rapid solidification rate), при котором формируется структура, соответствующая скорости охлаждения, как правило, ~103-104 К/с [24].
Закономерности образования структуры в условиях быстрой кристаллизации, кинетические и термодинамические факторы, влияющие на формирование быстрозакристаллизованной структуры, очень подробно изучались в целом ряде мировых научных центров, при этом, однако, необходимо отметить роль Владимира Ивановича Добаткина в разработке научных основ создания быстрозакристаллизованных сплавов. Из большого многообразия сплавов, для которых перспективно применение высоких скоростей охлаждения при кристаллизации, можно выделить несколько основных групп:
- сплавы, в которых эффект повышения свойств достигается диспергированием малорастворимой фазы. На рис. 7 показана диаграмма эвтектического типа с незначительным пересыщением твердого раствора, при этом с повышением скорости кристаллизации наблюдается смещение эвтектической точки и, соответственно, увеличение концентрации легирующего компонента, которая не вызывает образования грубых кристаллов вторых фаз.
К данной группе относятся сплавы алюминия с редкоземельными металлами, обладающие высокой электропроводимостью и хорошей жаропрочностью до температуры 200-250 °С, а также с высокими защитными свойствами от излучения. Этой же группе сплавов принадлежат жаропрочные сплавы на основе системы Д!-Ре-Се.
I // / / / / / / / / / / / / / / / / / / ' / / / / / /
< /
1 ................ Группа сплавов
Мв1 Мег
Рис. 7. Схема метастабильной диаграммы с областью составов, упрочняемых диспергированием труднорастворимой фазы [24]
Несмотря на определенную растворимость кремния в алюминии, к этому классу можно отнести и широко применяемые сплавы алюминия с 15-18 % Si;
- сплавы, в которых эффект улучшения свойств достигается повышением их легирования традиционными упрочнителями со стабилизацией структуры мелкими диспер-соидами, полученными непосредственно при кристаллизации или в результате последующей обработки быстрозакристаллизованно-го сплава. К данной группе сплавов относятся высокопрочные алюминиевые сплавы системы Al-Zn-Mg-Cu, Al-Cu, Al-Mg, дополнительно легированные малорастворимыми переходными металлами VIIIA группы (Fe, Ni, Co) или переходными металлами, образующими при кристаллизации аномально пересыщенные твердые растворы, Sc, Zr, Cr, V, Hf [25];
- сплавы, в которых упрочнителями являются элементы, не вводимые в сплавы в значительных количествах при традиционных способах литья. Типичными представителями этой группы служат алюминиевые жаропрочные сплавы, легированные переходными металлами в таких количествах, которые в условиях обычного фасонного литья приводят к образованию грубых хрупких структур. При высоких скоростях охлаждения при кристаллизации расширяется область метастабильных твердых растворов и за счет распада пересыщенного твердого раствора достигается уровень упрочнения, аналогичный упрочнению при легировании традиционными компонентами Cu, Mg, Zn. В то же время длительная прочность этого класса сплавов системы Al-переходные металлы при 300-350 °С оказывается в 2-3 раза выше, чем, например, промышленного жаропрочного сплава АК4-1.
Высокие характеристики жаропрочности показывают сплавы на основе системы Al-8Fe, однако, для обеспечения высокого комплекса свойств скорость кристаллизации этих сплавов должна быть не ниже 105-106 K/c, что превышает скорости охлаждения, достигаемые при аддитивном производстве методом SLM [26].
Развитие технологии прямого лазерного на-плавления (осаждения) и, соответственно, возможность повышения скорости охлаждения при кристаллизации дали новый толчок к исследованию влияния малорастворимых переходных металлов VIIIA группы, а также Sc, Zr, Cr, Hf, V в условиях лазерного плавления [27].
Легирование сварочной проволоки для на-плавления (осаждения) при аддитивном производстве. Состав сварочной проволоки для 3й-печати фактически должен соответствовать составу конструкционного или функционального сплава с требуемым комплексом свойств. При этом в разработке состава должны учитываться факторы, связанные:
- с интервалом кристаллизации сплава и, как следствие, формированием деформации и напряжений;
- со склонностью сплава к образованию горячих трещин [28];
- со склонностью сплава к порообразованию;
- с потерями на испарение легирующих компонентов с высокой упругостью пара, которые должны быть компенсированы при выборе состава.
В работе [24] В.И. Добаткин защищает тезис о том, что основой выбора состава быстроза-кристаллизованных сплавов являются мета-стабильные диаграммы с учетом степени мета-стабильности и основного параметра технологии - скорости кристаллизации, которую чаще принято оценивать скоростью охлаждения Уохп (К/с). Таким образом, при разработке материала для наплавления (осаждения) в аддитивном процессе необходимо учитывать тип и характеристики источника нагрева. Использование лазерной технологии подтвердило значимость еще одного показателя - перегрев сварочной ванны, который в сочетании с высокими скоростями охлаждения способствует повышению степени пересыщения твердого раствора [29].
В настоящее время для проволочной наплавки наибольшее распространение получили электродуговые источники энергии (метод DED-A, проволочная модификация WAAM-Wire Arc Additive Manufacturing) [1]. При этом в анодной области дуги температура доходит до 4000 °С, а в столбе дуги 7000-10000 °С. При использовании плазмы и электронного луча температура в ванне может достигать 1200 °С. Если в настоящее время при порошково-ме-таллической технологии типа SLM применяют преимущественно лазеры средней и высокой мощности, то для проволочной технологии -дисковые, волоконные, диодные лазеры мощностью около 4 кВт.
С точки зрения оценки термического цикла, изготовление (печать) 3D-деталей методами Direct Deposition с определенными допуще-
ниями можно рассматривать как наплавку валика на массивное тело, тогда мгновенная скорость охлаждения оценивается известным
соотношением Рыкалина [30]:
)2
ю =-^-—, К/с, (1)
, = МТ-Тс)!, к/с, q/v св
где д - эффективная тепловая мощность дугового, лазерного или электронно-лучевого излучения;
X - коэффициент теплопроводности; усв - скорость наплавки; Т0 - исходная температура; Т - максимальная температура нагрева наплавленного слоя.
Таким образом, от энергетических параметров источника зависят скорость охлаждения при кристаллизации и, соответственно, уровень легирования проволоки переходными и редкоземельными металлами (рис. 8). При разработке проволоки для аддитивной технологии ее состав должен корректироваться с учетом способа высокоэнергетического воздействия.
Как отмечалось выше, состав алюминиевых сплавов для 3й-деталей, изготавливаемых по аддитивной технологии прямым на-плавлением, и для проволоки, из которой они наплавлялись, можно рассматривать как аналог гранулируемых сплавов с высоким содержанием переходных металлов.
В соответствии с сформулированными В.И. Елагиным принципами легирования гра-
Рис. 8. Кривые метастабильной растворимости хрома и циркония в алюминии [24]:
1 - равновесная растворимость при 640 °С; 2-5 - метастабильная растворимость при 20 °С для скорости охлаждения при кристаллизации 101, 102, 104, 105 К/с соответственно
нулируемых алюминиевых сплавов переходными металлами [31], основными легирующими компонентами сплавов должны быть переходные металлы, имеющие наибольшую аномальную растворимость в алюминии (Mn, Cr, Zr, V, Hf, Sc), при этом содержание этих компонентов не должно превышать максимальную неравновесную растворимость, присущую данной скорости кристаллизации частиц. Содержание и соотношение переходных металлов при этом выбирают исходя из того, чтобы была обеспечена максимальная устойчивость твердого раствора, а при его распаде достигался максимальный упрочняющий эффект. С этой точки зрения, например, оптимальным является отношение Cr: Zr = 1:1 [32].
Поскольку, как показано выше, при наплавке аргонодуговой сваркой, особенно с использованием метода Fronius CMT (cold metal transfer), в импульсном режиме скорость охлаждения при кристаллизации сварочной ванны может быть меньше, чем скорость охлаждения при кристаллизации гранул, то при разработке состава проволоки необходимо учитывать особенности поведения легирующих переходных металлов в сварочной ванне, и, таким образом, соотношение Cr: Zr должно быть изменено, поскольку интерметаллид Al7Cr обладает более высокой линейной скоростью роста в жидком алюминии.
В целом на основе закономерностей, установленных в работе [33], можно сформулировать следующие рекомендации по легированию сварочной проволоки при использования технологии WAAM для изготовления 3й-деталей из алюминиевых сплавов:
- при изготовлении сварочной проволоки легирование алюминиевых сплавов переходными металлами в количествах, близких к максимальной неравновесной растворимости, свойственной условиям кристаллизации в процессе WAAD (процесс прямого дугового наплавления), проводить предпочтительно металлами, избыточные фазы которых в условиях термического цикла наплавки (осаждения) кристаллизуются в виде дисперсных ин-терметаллидов с низкой линейной скоростью роста (например, Al3Zr, Al3Hf, Al3V);
- содержание компонентов, избыточные ин-терметаллиды которых обладают высокой линейной скоростью роста (Al7Cr, Al6Mn(Cr,Ti,V), должно быть значительно ниже предельной
неравновесной растворимости этих металлов в гранулах;
- если это не обусловлено требованиями получения специальных физико-механических свойств (жаропрочности и т.п.), необходимо избегать легирования переходными металлами, образующими сложную между собой фазу (например, Д!6Мп(Ог));
- для обеспечения жаропрочности сплавов, из которых наплавляют 3й-детали, необходимо формировать сложную комплексную фазу (например, Д!6Мп(ОгУ,Т1Дг) в сплавах системы Д!-переходные металлы).
Таким образом, исходя из полученных закономерностей, переходными металлами, которые должны использоваться для легирования при выборе состава алюминиевого сплава для сварочной проволоки и, соответственно, 3й-детали, из которой она будет получена, являются:
- скандий - обеспечивает сильный упрочняющий эффект, самый сильный модификатор, температура распада пересыщенного твердого раствора ниже, чем у циркония. Существенный недостаток - высокая его стоимость. Кроме того, в сплавах, легированных кремнием, вместо фазы Д!38с, образуется тройная фаза д!8о2812, которая огрубляет структуру и нивелирует положительное действие скандия. Поэтому легирование сплава на основе силумина добавкой скандия нецелесообразно [34].
- цирконий - компонент, обеспечивающий высокий упрочняющий эффект, хорошо растворяющийся в твердом растворе в условиях кристаллизации сварного (наплавленного) шва, является основным легирующим переходным металлом. Растворяется в алюминии хуже, чем скандий, но температура распада пересыщенного твердого раствора циркония в алюминии выше, чем скандия в алюминии. Цирконий растворяется в фазе Д!38с, за счет чего повышается устойчивость этого соединения.
Легирующие переходные металлы можно разделить на две группы: образующие аномально пересыщенные твердые растворы (Мп, Ог, 8с, 2г, И, V, ИТ); малорастворимые элементы VlllA группы (Со, Ы1, Fe) и редкоземельные металлы.
В работах [26, 31] достаточно подробно рассмотрено взаимодействие вышеуказанных переходных металлов с алюминием. Надо отметить, что до последнего времени гафний как легирующий компонент того или иного алюми-
ниевого сплава исследовался довольно мало, но проведенные эксперименты по разработке сплава «Алмаскан» [35] показали, что легирование алюминия гафнием является довольно эффективным.
Сплавы для аддитивной технологии могут быть системы Д!-ПМ, Д!-РЗМ и т.п. Некоторые сплавы, содержащие большое количество редкоземельных металлов, можно классифицировать как функционально-конструктивные, обладающие защитными свойствами от радиационного излучения.
Вторая группа сплавов - это сплавы, содержащие основные легирующие компоненты (Мд, Си и др.), дополнительно легированные переходными металлами (необходимо еще раз отметить, что при изготовлении проволоки из сплава на основе эвтектического силумина с добавкой магния (Д!8И0Мд) нецелесообразно добавлять скандий).
Поскольку сплавы системы Д!-Мд-ПМ являются термически неупрочняемыми, мало склонны к образованию горячих трещин, можно сделать вывод, что 3й-детали из сплава Д!-Мд-ПМ могут обладать высоким комплексом конструкционных характеристик, и проволока из сплавов данной системы является очень перспективной для использования в аддитивном производстве методом прямого энергетического наплавления, в частности, в процессе дугового наплавления WДAM.
Преимуществом проволоки из сплава Д!8И0Мд является то, что благодаря низкому интервалу кристаллизации наплавляемый металл не склонен к образованию горячих трещин.
Принципы легирования сварочной проволоки для упрочняющей наплавки поршней
Метод WДAW (проволочно-дуговое аддитивное производство) и аргонодуговая упрочняющая наплавка по своей сути очень близки. Разница состоит в том, что в результате аддитивного производства стараются не только получить наплавленный металл с требуемыми свойствами, но и сформировать деталь из наплавленного металла, максимально близкую к требуемым размерам, при этом управление движением сварочной головки осуществляется с помощью компьютера по заданной программе. Процесс упрочняющей дуговой наплавки
был разработан много десятилетий назад и использовался либо для ремонта и восстановления деталей (обычно ручная дуговая сварка), либо для нанесения на поверхность деталей твердого, жаропрочного металла. В 80-90-х гг. были проведены глубокие исследования по разработке сварочной проволоки и технологии упрочняющей наплавки поршней дизельных двигателей в области канавки первого компрессионного кольца [12-18]. Наплавка проволокой из сплава на основе силумина с высоким содержанием железа и никеля с дополнительным легированием стронцием позволила увеличить ресурс их работы на 100-150 %.
Анализ результатов механических и эксплуатационных испытаний, металлографических, фрактографических исследований позволил разработать следующие принципы легирования алюминиевого сплава при изготовлении проволоки для упрочняющей наплавки поршней:
- в состав проволочного сплава должны входить основные компоненты сплава, на который производится наплавка, чтобы не допустить значительного снижения их концентрации в наплавленном слое;
- легирование проволочного сплава переходными металлами должно быть комплексным - малорастворимыми элементами VIIIА группы ^е, Ы1), для формирования первичных интерметаллидных фаз, обеспечивающих высокую износостойкость за счет противодействия контртелу, и растворимыми элементами, способствующими повышению износостойкости за счет противодействия вдавливанию первичных интерметаллидных фаз в упрочненную ими матрицу;
- благоприятное воздействие на структуру наплавленного слоя оказывает микролегирование стронцием, содержание которого для обеспечения модифицирующего воздействия в условиях кристаллизации наплавленного дугой слоя должно быть 0,03-0,05 % мас.;
- микролегирование стронцием приводит не только к измельчению эвтектического кремния, но и обеспечивает сфероидизацию железо-никелевой фазы, что способствует повышению пластичности проволоки, повышению технологичности при механической обработке наплавленного металла и увеличению износостойкости;
- на основании исследования закономерностей влияния режимов наплавки на структу-
ру и твердость наплавленных слоев установлено, что для достижения высоких механических и эксплуатационных свойств параметры технологического процесса наплавки должны обеспечивать условия для максимально возможной скорости охлаждения при кристаллизации наплавленного слоя и высокой доли участия проволоки в его формировании.
Заключение
Легирование проволоки для получения деталей методами аддитивной технологии с прямым высокоэнергетическим воздействием должно проводиться исходя из двух основных принципов:
- скорость охлаждения при кристаллизации наплавленного металла должна быть достаточной, чтобы обеспечить формирование требуемой структуры (структуры пересыщенного твердого раствора, структуры с равномерно распределенными дисперсными первичными интерметаллидами и т.п.);
- технология производства высоколегированной алюминиевой проволоки для аддитивной технологии должна обеспечивать такой размер первичных фаз, которые в условиях термического цикла наплавки успеют раствориться (фазы растворимых переходных ме-
таллов) или закристаллизоваться в виде фаз требуемого размера и морфологии.
Среди изученных технологических способов производства высоколегированной проволоки на основе алюминия наиболее перспективным является литье тонких длинномерных слитков в магнитогидродинамические кристаллизаторы.
Скандий, цирконий, гафний - эффективные упрочнители среди растворимых переходных металлов, при этом не рекомендуется легировать скандием сплавы на основе силуминов.
Разработаны принципы легирования проволоки для упрочняющей наплавки поршней. ***
Исследования выполнены при финансовой поддержке РФФИ, Правительства Красноярского края и ООО «Научно-производственный центр магнитной гидродинамики» в рамках научного проекта № 20-48-242903 «Фундаментальные исследования по разработке инновационной технологии электромагнитного литья и горячей деформации при производстве высоколегированной проволоки для аддитивного производства методами прямого энергетического наплавления алюминиевых сплавов с заданными физико-механическими свойствами».
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Трубашевский Д. Переход к проволочным аддитивным технологиям - тренд или необходимость // Умное производство. 2019. № 3 (47). С. 57-64.
2. Deb Roy T., Wei H.L., Zuback J.S., Mukherjee T., Elmer J.W., Milewski J.O., Beese A.M., WilsonHeld A., Ded A., Zhang W. Additive manufacturing of metallic components // Process, structure and properties. Progress in Materials Science. 2018. Vol. 92. P. 112-224.
3. Meyer H.A. Aluminium Schutzgasschweissen Moeg-lichkeiten und praktische Verwendungen // Maschinenmarkt. 1979. Vol. 85. № 4. P. 798-800.
4. Ищенко А.Я., Саенко М.И., Игнатьев В.Г., Куроч-ко Р.С., Замятин И.П. Присадочная проволока для сварки сплава АМг6 // Автоматическая сварка. 1977. № 4. С. 65-66.
5. Рабкин Д.М., Игнатьев В.Г., Довбищенко И.В. Дуговая сварка алюминия. - М.: Машиностроение, 1982. - 95с.
6. Pat. 54-868 Jap. Aluminium alloy Filler Metal for welding cryogen alloys / Otsuka I. [Soju sonkose K.K.] 1979.
7. Филатов Ю.А. Работы ВИЛСа по деформируемым алюминиевым сплавам системы Al-Mg-Sc.
История создания, структура, свойства, опыт применения. Проблемы и перспективы // Технология легких сплавов. 2017. № 3. С. 7-25.
8. Palm F., Leuscner R., Shubert T. Scalmalloy®. A Unique High Strength AlMgSc Type Material Concept Processed by Innovative Technologies for Aerospace Applications / Proceedings of the World Powder Metallurgy Congress and Exhibition. World PM 2010. Florence, Italy.
9. Рябов В.С., Лариков Л.Н., Шматко О.А. и др. Исследование распада твердого раствора в наплавленном металле поршней из сплава АЛ25 / В кн.: Актуальные проблемы сварки цветных металлов. -Киев: Наукова думка, 1985. С. 48-52.
10. Рябов В.Р., Рабкин Д.М., Муравейник А.Н., Ша-лай А.Н., Волошин Г.Н., Стретович А.Д., Бер-надский В.Н. Структура алюминиевого сплава АК 4-1, наплавленного составной проволокой // Автоматическая сварка. 1982. № 8. С. 20-23.
11. Рябов В.Р., Рабкин Д.М., Стретович А.Д., Бер-надский В.Н., Муравейник А.Н., Дзыкович И.Я. Наплавка легированного слоя на литейные алюминиевые сплавы // Автоматическая сварка. 1982. № 1. С. 67-69.
12. Усынина Г.П., Тимофеев В.Н., Конкевич В.Ю., Мотков М.М., Сергеев Н.В., Гудков И.С. Алюминиевая проволока ООО «НПЦ магнитной гидродинамики» для аддитивных технологий // Технология легких сплавов. 2019. № 2. С. 29-34.
13. Авдулов А.А., Усынина Г.П., Сергеев Н.В., Гудков И.С. Отличительные особенности структуры и свойств длинномерных слитков малого сечения из алюминиевых сплавов, отлитых в электромагнитный кристаллизатор // Цветные металлы. 2017. № 7. С. 73-77.
14. Черноиванов В.И., Зусин В.Я., Глозман Л.А. Восстановление деталей из алюминиевых сплавов наплавкой порошковой проволокой // Сварочное производство. 1990. № 5. С. 5-8.
15. Зусин В.Я., Редчиц В.В. Повышение плотности наплавленного металла при наплавке алюминиевых сплавов порошковой проволокой // Автоматическая сварка. 1991. № 5. С. 49-50.
16. Зусин В.Я. Металлургические и технологические основы наплавки алюминиевых сплавов порошковой лентой: дис. докт. техн. наук. - С.-Пб. 1992.
17. Nowotny S., Leyens C., Hillig H., Thieme S., Beyer E. Latest Developments and Applications in Laser Metal Déposition: Surface Cladding, Repair, and Additive Manufacturing. Fraunhofer Gesellschaft.
18. Рябов В.Р., Стретович А.Д., Конкевич В.Ю. Наплавка алюминиевых поршней проволокой, изготовленной из гранул // Автоматическая сварка. 1987. № 2. С. 67-79.
19. Зайковский Г.С., Злобин В.Ф., Шалай А.Н. Выбор методов упрочнения канавки под верхнее компрессионное кольцо поршней тракторных двигателей/Трактора и сельхозмашины. 1985. № 4. С. 25-29.
20. Луговик В.Г., Муравейник А.Н., Конкевич В.Ю.
Упрочнение наплавкой головок цилиндров из литейного алюминиевого сплава АЛ-4 // В сб.: Наплавка износостойких и жаропрочных сталей и сплавов. Наплавочные материалы. - Киев: ИЭС им. Е.О. Патона, 1983. С. 5-9.
21. Носовская О.Б., Конкевич В.Ю. Сварочная проволока для упрочняющей наплавки поршней // Технология легких сплавов. 1995. № 4-5. С. 49-55.
22. Первов М.Л., Конкевич В.Ю. Пути повышения пластичности эвтектических сплавов алюминия // Кузнечно-штамповочное производство. 2006. № 8. С. 31-33.
23. Пат. 2067041 РФ. Алюминиевый сплав для упрочняющей наплавки / Конкевич В.Ю., Тарарыш-кин В.И., Зусин В.Я., Носовская О.Б., Шалай А.Н. Опубл. 27.09.96. Бюл. № 27.
24. Добаткин В.И. Закономерности быстрой кристаллизации как основа выбора составов гранулируемых сплавов / В кн.: Металлургия гранул. Вып. 4. -М.: ВИЛС, 1988. С. 11-22.
25. Добаткин В.И., Елагин В.И., Федоров В.М. Бы-строзакристаллизованные алюминиевые сплавы. - М.: ВИЛС, 1995. -341 с.
26. Добаткин В.И., Елагин В.И., Федоров В.М. Принципы легирования и области составов гранулируемых алюминиевых сплавов // Изв. вузов. Цветная металлургия. 1993. № 6. С. 33.
27. Логинова И.С., Чурюмов А.Ю., Даубарайте Д.К., Королев В.А., Солонин А.Н. Влияние добавок переходных металлов Fe, Ог, Мп и N1 на структуру и свойства алюминиевых сплавов при лазерном воздействии в аддитивных технологиях // Технология легких сплавов. 2019. № 4. С. 5-16.
28. Генри А., Логинова И.С., Кравченко К.В., Даубарайте Д.К., Рябов Д.К. Влияние иттрия на сопротивление образованию горячих трещин, микроструктуру и свойства сплава Д16 при лазерном плавлении // Технология легких сплавов. 2019. № 4. С. 26-34.
29. Бродова И.Г., Есин В.О., Федоров В.М., Коршунов И.П., Лебедева Т.И. Фазовый состав и морфологические особенности структуры гранулируемых алюминиевых сплавов с добавками циркония, марганца и хрома в зависимости от условий кристаллизации / В кн.: Металлургия гранул. Вып. 4. -М.: ВИЛС, 1988. С. 194-200.
30. Рыкалин Н.Н. Расчеты тепловых процессов при сварке. - М.: Машгиз, 1951. - 296 с.
31. Елагин В.И. Легирование алюминиевых деформируемых сплавов переходными металлами. -М.: Металлургия, 1975. - 248 с.
32. Добаткин В.И. О неравновесной кристаллизации сплавов перитектических систем / В кн.: Металловедение сплавов легких металлов. - М.: Наука, 1970. С. 100-108.
33. Конкевич В.Ю. Некоторые вопросы металлургии гранулируемых алюминиевых сплавов, предназначенных для сварки плавлением / В кн. Металлургия гранул. Вып. 6. - М.: ВИЛС, 1993. С. 78-81.
34. Конкевич В.Ю., Хольц А., Кауфман Х. Влияние скандия на структуру и свойства алюминиевых сплавов при реокастинге // Технология легких сплавов. 2005. № 1-4. С. 105-116.
35. Пат. 2636781 РФ. Высокопрочный термически упрочняемый алюминиевый сплав и способ его получения /Конкевич В.Ю., Николас А.В.; патентообладатель ООО СМВ Инжиниринг. -№ 2015155987; заявл. 28.11.2017.
REFERENCES
1. Trubashevskiy D. Perekhod k provolochnym addi-tivnym tekhnologiyam - trend ili neobkhodimost' // Umnoye proizvodstvo. 2019. № 3 (47). S. 57-64.
2. Deb Roy T., Wei H.L., Zuback J.S., Mukherjee T., Elmer J.W., Milewski J.O., Beese A.M., WilsonHeld A., Ded A., Zhang W. Additive manufacturing of metallic components // Process, structure and properties. Progress in Materials Science. 2018. Vol. 92. P. 112-224.
3. Meyer H.A. Aluminium Schutzgasschweissen Moeg-lichkeiten und praktische Verwendungen // Maschinenmarkt. 1979. Vol. 85. № 4. P. 798-800.
4. Ishchenko A.YA., Sayenko M.I., Ignat'yev V.G., Kurochko R.S., Zamyatin I.P. Prisadochnaya provoloka dlya svarki splava AMg6 // Avtomaticheskaya svarka. 1977. № 4. S.65-66.
5. Rabkin D.M., Ignatyev V.G., Dovbishchenko I.V. Dugovaya svarka alyuminiya. - M.: Mashinostroy-eniye, 1982. - 95 s.
6. Pat. 54-868 Jap. Aluminium alloy Filler Metal for welding cryogen alloys / Otsuka I. [Soju sonkose K.K.] 1979.
7. Filatov Yu.A. Raboty VILSa po deformiruyemym alyuminiyevym splavam sistemy Al-Mg-Sc. Istoriya sozdaniya, struktura, svoystva, opyt primeneniya. Problemy i perspektivy//Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2017. № 3. S. 7-25.
8. Palm. F., Leuscner R., Shubert T. Scalmalloy®. A Unique High Strength AlMgSc Type Material Concept Processed by Innovative Technologies for Aerospace Applications / Proceedings of the World Powder Metallurgy Congress and Exhibition. World PM 2010. Florence, Italy.
9. Ryabov V.S., Larikov L.N., Shmatko O.A. i dr. Issle-dovaniye raspada tverdogo rastvora v naplavlennom metalle porshney iz splava AL25 / V kn.: Aktual'nyye problemy svarki tsvetnykh metallov. -Kiev: Naukova dumka, 1985. S. 48-52.
10. Ryabov V.R., Rabkin D.M., Muraveynik A.N., Sha-lay A.N., Voloshin G.N., Stretovich A.D., Bernads-kiy V.N. Struktura alyuminiyevogo splava AK 4-1, na-plavlennogo sostavnoy provolokoy // Avtomatiches-kaya svarka. 1982. № 8. S. 20-23.
11. Ryabov V.R., Rabkin D.M., Stretovich A.D., Ber-nadskiy V.N., Muraveynik A.N., Dzykovich I.Ya. Naplavka legirovannogo sloya na liteynyye alyumi-niyevyye splavy // Avtomaticheskaya svarka. 1982. № 1. S. 67-69.
12. Usynina G.P., Timofeyev V.N., Konkevich V.Yu., Motkov M.M., Sergeyev N.V., Gudkov I.S. Alyumini-yevaya provoloka oOo «NPTS magnitnoy gidrodin-amiki» dlya additivnykh tekhnologiy // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2019. № 2. S. 29-34.
13. Avdulov A.A., Usynina G.P., Sergeyev N.V., Gud-kov I.S. Otlichitel'nyye osobennosti struktury i svoys-tv dlinnomernykh slitkov malogo secheniya iz alyumi-niyevykh splavov, otlitykh v elektromagnitnyy kristal-lizator // Tsvetnyye metally. 2017. № 7. S. 73-77.
14. Chernoivanov V.l., Zusin V.Ya., Glozman L.A. Vosstanovleniye detaley iz alyuminiyevykh splavov naplavkoy poroshkovoy provolokoy // Svarochnoye proizvodstvo. 1990. № 5. S. 5-8.
15. Zusin V.Ya., Redchits V.V. Povysheniye plotnosti naplavlennogo metalla pri naplavke alyuminiyevykh splavov poroshkovoy provolokoy // Avtomaticheskaya svarka. 1991. № 5. S. 49-50.
16. Zusin V.Ya. Metallurgicheskiye i tekhnologicheskiye osnovy naplavki alyuminiyevykh splavov poroshkovoy lentoy: dis. dokt. tekhn. nauk. - S.-Pb. 1992.
17. Nowotny S., Leyens C., Hillig H., Thieme S., Beyer E. Latest Developments and Applications in Laser Metal Deposition: Surface Cladding, Repair, and Additive Manufacturing. Fraunhofer Gesellschaft.
18. Ryabov V.R., Stretovich A.D., Konkevich V.Yu. Na-plavka alyuminiyevykh porshney provolokoy, izgoto-vlennoy iz granul // Avtomaticheskaya svarka. 1987. № 2. S. 67-79.
19. Zaykovskiy G.S., Zlobin V.F., Shalay A.N. Vybor metodov uprochneniya kanavki pod verkhneye kom-pressionnoye koltso porshney traktornykh dvigate-ley//Traktora i selkhozmashiny. 1985. № 4. S. 25-29.
20. Lugovik V.G., Muraveynik A.N., Konkevich V.Yu. Uprochneniye naplavkoy golovok tsilindrov iz litey-nogo alyuminiyevogo splava AL-4 // V sb.: Naplavka iznosostoykikh i zharoprochnykh staley i splavov. Na-
plavochnyye materialy. - Kiev: IES im. Ye.O. Patona, 1983. S. 5-9.
21. Nosovskaya O.B., Konkevich V.Yu. Svarochnaya provoloka dlya uprochnyayushchey naplavki porshney // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 1995. № 4-5. S. 49-55.
22. Pervov M.L., Konkevich V.Yu. Puti povysheniya plastichnosti evtekticheskikh splavov alyuminiya // Kuznechno-shtampovochnoye proizvodstvo 2006. № 8. S. 31-33.
23. Pat. 2067041 RF. Alyuminiyevyy splav dlya uprochnyayushchey naplavki / Konkevich V.Yu., Tararysh-kin V.I., Zusin V.Ya., Nosovskaya O.B., Shalay A.N. Opubl. 27.09.96. Byul. № 27.
24. Dobatkin V.I. Zakonomernosti bystroy kristallizat-sii kak osnova vybora sostavov granuliruyemykh splavov / V kn.: Metallurgiya granul. Vyp. 4. - M.: VILS, 1988. S. 11-22.
25. Dobatkin V.I., Yelagin V.I., Fedorov V.M. Bystroza-kristallizovannyye alyuminiyevyye splavy. - M.: VILS, 1995. - 341 s.
26. Dobatkin V.I., Yelagin V.I., Fedorov V.M. Printsipy legirovaniya i oblasti sostavov granuliruyemykh alyu-miniyevykh splavov // Izv. vuzov. Tsvetnaya metallurgiya. 1993. № 6. S. 33.
27. Loginova I.S., Churyumov A.Yu., Daubarayte D.K., Korolev V.A., Solonin A.N. Vliyaniye dobavok pe-rekhodnykh metallov Fe, Cr, Mn i Ni na strukturu i svoystva alyuminiyevykh splavov pri lazernom voz-deystvii v additivnykh tekhnologiyakh // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2019. № 4. S. 5-16.
28. Genri A., Loginova I.S., Kravchenko K.V., Daubarayte D.K., Ryabov D.K. Vliyaniye ittriya na sopro-tivleniye obrazovaniyu goryachikh treshchin, mikros-trukturu i svoystva splava D16 pri lazernom plavlenii // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2019. № 4. S. 26-34.
29. Brodova I.G., Yesin V.O., Fedorov V.M., Korshu-nov I.P., Lebedeva T.I. Fazovyy sostav i morfo-logicheskiye osobennosti struktury granuliruyemykh alyuminiyevykh splavov s dobavkami tsirkoniya, mar-gantsa i khroma v zavisimosti ot usloviy kristallizatsii / V kn.: Metallurgiya granul. Vyp. 4. - M.: VILS, 1988. S. 194-200.
30. Rykalin N.N. Raschety teplovykh protsessov pri svarke. - M.: Mashgiz, 1951. -296 s.
31. Yelagin V.I. Legirovaniye alyuminiyevykh deformiruy-emykh splavov perekhodnymi metallami. - M.: Metallurgiya, 1975. -248 s.
32. Dobatkin V.I. O neravnovesnoy kristallizatsii splavov peritekticheskikh sistem / V kn.: Metallovede-niye splavov legkikh metallov. - M.: Nauka, 1970. S. 100-108.
33. Konkevich V.Yu. Nekotoryye voprosy metallurgii granuliruyemykh alyuminiyevykh splavov, prednaz-nachennykh dlya svarki plavleniyem / V kn.: Metallurgiya granul. Vyp.6. - M.: VILS, 1993. S. 78-81.
34. Konkevich V.Yu., Kholts A., Kaufman Kh. Vliyaniye skandiya na strukturu i svoystva alyuminiyevykh splavov pri reokastinge // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2005. № 1-4. S. 105-116.
35. Pat. 2636781 RF. Vysokoprochnyy termicheski up-rochnyayemyy alyuminiyevyy splav i sposob yego polucheniya /Konkevich V.YU., Nikolas A.V.; paten-toobladatel' OOO SMV Inzhiniring. - № 2015155987; zayavl. 28.11.2017.
