Формирование заданной структуры турбинной лопатки из жаропрочного никелевого сплава методом селективного лазерного плавления тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Борисов Евгений Владиславович

• Борисов Евгений Владиславович
• кандидат наук
• 2018

Оглавление диссертации кандидат наук Борисов Евгений Владиславович

ОГЛАВЛЕНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1 Жаропрочные никелевые сплавы

1.2 Аддитивные технологии

1.3 Управление структурой при получении изделий селективным лазерным плавлением

1.4 Выводы по главе. Постановка целей и задач исследования

2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ ПРОЦЕССА СЕЛЕКТИВНОГО ЛАЗЕРНОГО ПЛАВЛЕНИЯ ОБРАЗЦОВ ИЗ СПЛАВА ГЫСОКЕЬ

3. ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ПАРАМЕТРОВ ПРОЦЕССА СЕЛЕКТИВНОГО ЛАЗЕРНОГО ПЛАВЛЕНИЯ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА СПЛАВА ШСОКЕЬ

3.1 Влияние горячего изостатического прессования на пористость образцов

3.2 Влияние толщины слоя построения образцов и используемого лазерного источника на структуру

3.3 Влияние термической обработки

3.4 Горячее изостатическое прессование

3.5 ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ

4. ПОЛУЧЕНИЕ ОБРАЗЦОВ С ЗАДАННОЙ СТРУКТУРОЙ

4.1 Влияние режимов термической обработки на структуру образцов с заданной структурой

4.2 ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ

5. ИССЛЕДОВАНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ПОЛУЧЕННЫХ ИЗДЕЛИЙ С

ЗАДАННОЙ СТРУКТУРОЙ

5.1 Влияние ориентации образцов при выращивании

5.2 Механические свойства образцов с переменной структурой

5.3 Исследование свойств на растяжение при повышенной температуре

5.4 Изготовление модели турбинной лопатки

5.5 ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ

ВЫВОДЫ

СПИСОК СОКРАЩЕНИЙ И УСЛОВНЫХ ОБОЗНАЧЕНИЙ

ЛИТЕРАТУРА

ВВЕДЕНИЕ

Одной из основных тенденций развития современных авиационных двигателей является повышение температуры газа в турбине. При этом еще больше возрастают нагрузки на материал лопаток, что повышает требования к его эксплуатационным свойствам. Жаропрочные никелевые сплавы являются основным материалом для изготовления лопаток современных газотурбинных двигателей, работающих в чрезвычайно жестких условиях: высокие температуры, неоднородное распределение нагрузок, их циклический и переменный во времени характер. В рабочем состоянии на лопатке присутствует перепад температур, что определяет жесткие требования к структуре материала лопаток, а также различающиеся требования к характеристикам материала в хвостовике и рабочей части детали.

Развитие аддитивных технологий, в частности технологии селективного лазерного плавления (СЛП), позволяет изготавливать изделия из металла сложной геометрической формы, получение которых традиционными методами, зачастую, не представляется возможным. СЛП является многофакторной технологией: структура и свойства получаемых изделий зависят от большого количества исходных параметров. Варьирование их оказывает влияние на структуру, пористость и, как следствие, свойства сплава за счет задания энергетического вклада, объема расплавленного металла в процессе изготовления и др. Для управления технологическим процессом необходимо понимание закономерностей влияния того или иного параметра на конечный результат. В последнее время в литературе представлены работы, исследующие взаимосвязь между параметрами изготовления изделий методом селективного лазерного плавления, структурой и свойствами получаемого материала. Тем не менее, мало информации опубликовано о возможности использования особенностей процесса селективного лазерного плавления для задания кристаллографической текстуры и размера зерна сплавов, еще меньше информации о связи между предпочтительной анизотропией, микроструктурой и механическими свойствами сплава.

В связи с этим систематическое изучение влияния параметров СЛП на структуру и свойства получаемых изделий является актуальным.

Цель работы: Разработка практических рекомендаций для получения заданной структуры жаропрочного никелевого сплава 1псопе1 718 при изготовлении турбинной лопатки методом селективного лазерного плавления на основе анализа закономерностей формирования структуры сплава в зависимости от технологических параметров процесса.

Для достижения поставленной цели решали следующие задачи:

1. Экспериментальное исследование процесса структурообразования при использовании технологии селективного лазерного плавления.

2. Исследование влияния технологических параметров процесса СЛП на структуру жаропрочного никелевого сплава 1псопе1

3. Разработка метода получения и исследование свойств компактных изделий из сплава 1псопе1 718 с заданным расположением структурных областей.

4. Исследование влияния термической обработки и горячего изостатического прессования на структуру и свойства изделий из сплава 1псопе1 718, полученных селективным лазерным плавлением.

Научная новизна диссертационной работы заключается в следующем:

1. Установлено влияние технологических параметров процесса селективного лазерного плавления на характеристики структуры и свойства сплава 1псопе1 718. Определены ключевые параметры, оказывающие наибольшее влияние на характеристики структуры сплава. Определены условия для получения деталей с различным размером и ориентацией зерен в структуре сплава.

2. Показана возможность получения изделий из сплава 1псопе1 718 с заданной структурой. Получены образцы с различным расположением по объему материала областей с заданной структурой по объему.

3. Установлено влияние термической обработки и горячего изостатического прессования на структуру и свойства изделий из сплава 1псопе!

718 с переменной структурой, полученных селективным лазерным плавлением. Показано, что после термической обработки и горячего изостатического прессования различие в структуре и механических свойствах отдельных элементов детали сохраняется.

4. Установлена зависимость характеристик структуры и механических свойств сплава 1псопе1 718 от направления роста детали. Показано, что при использовании различных параметров процесса возможно как создание анизотропной структуры с направленными вытянутыми зернами, так и получение равноосных зерен различной кристаллографической ориентации.

Методы исследования. В рамках работы для достижения поставленной цели использовали порошок жаропрочного никелевого сплава 1псопе1 718, полученный методом газовой атомизации. Порошок использовали в технологии селективного лазерного плавления для получения компактных образцов. Для исследования применяли современные методы анализа структуры, включающие электронную микроскопию (СЭМ), дифракцию отраженных электронов, рентгеноструктурный анализ, механические испытания на кратковременную прочность при растяжении при комнатной и повышенной температурах и др.

Практическая значимость работы.

1. Показана возможность управления структурообразованием заготовок при селективном лазерном плавлении на примере сплава 1псопе1 718. Предложен метод получения заготовок с переменной структурой.

2. Установлены закономерности анизотропии свойств изделий в зависимости от направления их выращивания и зависимость свойств изделий от технологических параметров процесса селективного лазерного плавления. Показана возможность управления структурой и свойствами изделия.

3. Получен образец лопатки газотурбинного двигателя с заданной структурой в рабочей области и в хвостовике. Заданная структура обеспечивает

получение требуемых механических свойств в различных элементах детали в зависимости от условий работы.

На защиту выносятся следующие положения:

1. Результаты исследования влияния технологических параметров процесса СЛП на формирование структуры и свойства изделий из жаропрочного никелевого сплава Inconel

2. Результаты исследования анизотропии изделий из сплава Inconel 718, полученных методом селективного лазерного плавления.

3. Результаты исследования влияния термической обработки и горячего изостатического прессования на структуру и свойства деталей из жаропрочного никелевого сплава Inconel 718 с переменной структурой.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Формирование заданной структуры турбинной лопатки из жаропрочного никелевого сплава методом селективного лазерного плавления»

Апробация работы.

Основные результаты работы были представлены и обсуждались на следующих конференциях: Third SLM User Meeting (Luebeck, Germany, 2014); Международной научно-технической конференции Нанотехнологии функциональных материалов (НФМ'2014, Санкт-Петербург, 2014); I Международной научной конференции молодых ученых «Электротехника. Энергетика. Машиностроение» (НГТУ, Новосибирск, 2014г.); международном технологическом форуме «Инновации. Технологии. Производство» (Рыбинск, 2015г.); 14th APRU Doctoral Students Conference (Hangzhou, China, 2015); научно-технической конференции «Климовские чтения - 2016. Перспективные направления развития авиадвигателестроения» (СПб, 2016); конференции 20th International ESAFORM Conference on Material Forming ESAFORM 2017 (Dublin, Ireland, 2017); 10-м Международном симпозиуме «Порошковая металлургия: инженерия поверхности, новые порошковые композиционные материалы, сварка» (Минск, Беларусь, 2017); конференции Additive Manufacturing with Powder Metallurgy 2017 (Лас-Вегас, США, 2017).

Публикации: По теме диссертации опубликовано 15 печатных работ, из них 8 в журналах, рекомендуемых перечнем ВАК РФ, и 1 свидетельство о государственной регистрации программы для ЭВМ.

Личный вклад автора: Все изложенные в диссертационной работе результаты являются оригинальными и получены автором лично или при его непосредственном участии. Автором осуществлялось проведение экспериментов, обработка экспериментальных данных, анализ результатов экспериментов и их интерпретация.

Структура и объем работы: Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов и списка литературы, содержит 152 машинописных листа текста, включая 96 рисунков, 15 таблиц, 125 наименований библиографических ссылок.

В первой главе на основании обзора отечественной и иностранной научно-технической литературы проведен анализ современных представлений, касающихся процесса селективного лазерного плавления, используемых материалов и особенностей процесса структурообразования. Особое внимание уделяется влиянию отдельных параметров процесса селективного лазерного плавления на структуру и свойства получаемых изделий из различных сплавов.

Исходя из данных, полученных из обзора литературных источников, рассмотрены физико-химические и теплофизические аспекты, определяющие влияние параметров процесса селективного лазерного плавления на характеристики структуры жаропрочного никелевого сплава 1псопе1 718. Выбраны наиболее эффективные пути управления параметрами структуры. В соответствии с изложенным сформулированы цель и задачи работы.

Во второй главе приводится описание используемых в работе технологических процессов, материалов, оборудования и методик экспериментальных исследований.

Объектом исследований в данной работе является жаропрочный никелевый сплав 1псопе1 718. В качестве исходного материала для исследований использовали порошок данного сплава, полученный газовой атомизацией.

В третьей главе приведены результаты исследования влияния технологических параметров изготовления образцов из сплава 1псопе1 718 по технологии селективного лазерного плавления, результаты моделирования процесса СЛП и результаты исследования влияния термической обработки на структуру и свойства сплава.

В четвертой главе показана возможность создания образцов с переменной структурой для получения функциональных свойств изделий. Приведены результаты исследования влияния термической обработки на образцы с переменной структурой.

В пятой главе проведено исследование механических свойств полученных образцов.

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1 Жаропрочные никелевые сплавы

Жаропрочные никелевые сплавы, или суперсплавы, в настоящее время широко используются для получения деталей, которые работают при высоких температурах. Жаропрочные никелевые сплавы широко применяют в газотурбостроении для изготовления деталей турбин, испытывающих значительные термические нагрузки, ядерных и химических реакторов, для оборудования нефтяной промышленности и многих других отраслях. Жаропрочные никелевые сплавы являются весьма востребованными для промышленности благодаря своим особым свойствам, а именно коррозионной стойкости при комнатной и повышенной температурах, химической стойкости (стойкости к хлору, фосфору и растворам с их ионами, кислотам и др.), стойкости к износу, высокотемпературной коррозии и другим [1].

К жаропрочным сплавам относят сплавы, способные сохранять высокие механические свойства при больших температурах. Такие сплавы широко применяются в ракетной технике, газовых турбинах авиационного назначения для реактивной авиации, в судовых газотурбинных двигателях, стационарных турбинах для перекачки газа, нефти, в космических кораблях, атомных реакторах, подводных лодках и других областях, где возникает необходимость сохранять прочность при воздействии повышенных температур [2]. Жаропрочные сплавы, или суперсплавы, эксплуатируют при температурах, наиболее близких к температуре плавления. Термин «суперсплав» обычно относится к сплавам с уникальными прочностными свойствами, причем суперсплавы на основе никеля являются высокотемпературными материалами, которые также обладают хорошей устойчивостью к коррозии. Многие суперсплавы также проявляют стойкость к окислению при работе в агрессивных средах и используются в качестве жаростойких материалов [3].

Главной тенденцией в увеличении эффективности газотурбинных двигателей (ГТД) являются повышение температуры газов и общее снижение массы двигателя

(рисунок 1.1). Это неизбежно приводит к повышению требований к эксплуатационным характеристикам используемых при производстве ГТД материалов [4].

В настоящее время для повышения эксплуатационных характеристик ГТД проводится множество работ по созданию новых жаропрочных сплавов с повышенными длительной, кратковременной и усталостной прочностью [5]. Прежде всего, это относится к жаропрочным никелевым сплавам (ЖНС) для деталей горячей части турбин [6].

Традиционно для повышения свойств никелевых сплавов применялась оптимизация легирующего комплекса, включая хром, молибден, вольфрам, кобальт, ниобий, титан, гафний и т.д. Однако в настоящее время этот способ уже полностью исчерпал себя, поэтому сейчас наблюдается тенденция к развитию литейных жаропрочных никелевых сплавов использованием дефицитных элементов VII и VIII групп Периодической системы Д.И. Менделеева, включающих рений, рутений и др. Легирование одновременно рением и рутением позволяет проявить синергетическое влияние на характеристики ЖНС [7].

В течение длительного времени совершенствование характеристик жаропрочных никелевых сплавов достигалось легированием все большим количеством легирующих элементов, которые в совокупности повышали эксплуатационные характеристики сплава. Однако это не решило проблему повышения характеристик поликристаллических материалов на основе этих сплавов. Поэтому были разработаны технологии направленной кристаллизации, а впоследствии и технология получения монокристаллических лопаток ГТД и разработки специальных сплавов для них.

Были разработаны жаропрочные никелевые сплавы нескольких поколений для изготовления монокристаллических лопаток ГТД. В сплавах первого поколения в качестве легирующих элементов содержатся такие, как алюминий, титан, хром, молибден, вольфрам, тантал, ниобий. В жаропрочных никелевых сплавах второго и третьего поколений вводят рений (для II поколения 2-4%, для III - 5-6%). В четвертом и пятом поколении дополнительно присутствует рутений [8].

Температура газа перед турбиной увеличилась от 1300-1450К в двигателях III поколения до 1800-1950К для V поколения, при изменении КПД от 25-30 до 4045% [9]. За последние 40 лет работоспособность литейных ЖНС выросла на 400°С (рисунок 1.1).

Рисунок 1.1 - Рост температуры газа на входе в турбину авиационных ГТД

[4]

Из дисковых сплавов можно выделить материалы, которые вот уже более 35 лет успешно применяются для изготовления ГТД. В частности, из отечественных сплавов широко используются ЭИ698-ВД, ЭП742-ИД, ЭК79-ИД, а из зарубежных - Waspaloy, Astraloy, Inconel 718. Новые поколения дисковых сплавов отличаются более высокими свойствами, сложными системами легирующих элементов. Для изготовления из них полуфабрикатов требуется применение специальных технологических приемов. Из них наиболее известны ЭК151-ИД, ЭК152-ИД, ЭП975-ИД, ЭП741НП, Rene 88DT, N18 [7].

Одно из наиболее перспективных направлений разработки высокотемпературных сплавов для лопаток, работающих при температурах выше 1100°С, состоит в том, чтобы обеспечить создание естественных композиционных

материалов, получаемых направленной кристаллизацией эвтектических сплавов на основе никеля со сложной системой легирования.

В России и за рубежом для производства заготовок дисков ГТД из жаропрочных никелевых сплавов применяются два типа промышленных технологий [7]:

- с использованием слитка вакуумно-индукционной выплавки с последующим вакуумно-дуговым переплавом и дальнейшей деформацией заготовки;

- с применением порошковой металлургии и последующим горячим изостатическим прессованием, экструзией или штамповкой.

Дальнейшее увеличение температуры рабочего газа перед турбиной возможно за счет использования в ГТД монокристаллических лопаток из Яе-Яи -содержащих жаропрочных никелевых сплавов нового поколения. Их основным преимуществом в сравнении с обычными поликристаллическими лопатками является более высокое сопротивление высокотемпературной ползучести, которое обуславливается отсутствием границ зерен, поскольку вся структура лопатки сформирована из ветвей одного дендрита, развивающегося от монокристаллической затравки [10].

В микромасштабе, структура монокристаллических ЖНС обычно представлена только двумя фазами: у'-фазой (в виде интерметаллидного соединения №3А1 с гранецентрированной кубической (ГЦК) решеткой), рассеянной в у-твердом растворе легирующих элементов в N1 (основная матрица). Частицы у'-фазы отличаются размерами и состоят из кубоидных частиц, размером около 500 нм, которые разделены тонкими прослойками у-фазы, размером 50-90 нм. В прослойках присутствуют квазикубоиды, размером около 30-50 нм. Основные легирующие элементы Мо, Яе, Яи) преимущественно распределены в у-фазе, в то время как в у'-фазе эти атомы могут замещать в кристаллической решетке интерметаллида №3А1 позиции атомов А1 [10].

Упрочнение сплавов с данной структурой при действии высоких температур вызвано наличием сопротивления, которое микро- и наночастицы оказывают по

отношению к движущимся дислокациям. Также, невысокая скорость диффузии, одновременное взаимодействие атомов Яе, Яи и других тугоплавких элементов в у-матрице способствуют понижению диффузионной подвижности атомов в сплаве, что позволяет сохранить требуемую микроструктуру ЖНС нового поколения при воздействии повышенных температур [6].

Упрочнение посредством у'-фазы позволяет сплавам данного класса сохранять высокую работоспособность в широком диапазоне температур (до 1150°С). Таким образом, важная роль в сопротивлении ползучести при высоких температурах монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов принадлежит, вместе с долей у'-фазы, механическим и физико-химическим свойствам у- и у'-фаз, таким характеристикам, как температура растворения у'-фазы в у-фазе, периоды кристаллических решеток у- и у'-фаз и их размерное несоответствие [10].

Получение рабочих лопаток ГТД из жаропрочных никелевых сплавов методами точного литья с направленной кристаллизацией широко используется в России и зарубежом. При получении отливок рабочих лопаток авиационных ГТД современных поколений с монокристаллической структурой применяется затравочная технология, которая обеспечивает получение отливок с требуемой кристаллографической ориентацией [11].

При получении лопаток ГТД с монокристаллической структурой в промышленности применяют метод Бриджмена (преимущественно за рубежом), при этом процесс направленной кристаллизации осуществляется перемещением керамической формы с жидким жаропрочным сплавом в вертикальном направлении от зоны нагрева к зоне охлаждения. В России для получения рабочих лопаток ГТД используют технологию направленной кристаллизации с применением жидкометаллического охладителя, в качестве которого обычно выступает расплав алюминия [11]. В процессе кристаллизации форму с расплавом ЖНС помещают из зоны нагрева в зону охлаждения и погружают в жидкометаллический охладитель.

Существенно неравновесные условия при направленной кристаллизации, а также повышенная ликвационная способность Re, W и Ta являются причиной возникновения химической и структурной неоднородностей монокристаллов. Для устранения этой неоднородности и получения однородных по форме и размеру упрочняющих включений у'-фазы монокристаллические жаропрочные никелевые сплавы подвергаются термической обработке [12].

Механические свойства монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов существенно анизотропны, в отличие от изотропных поликристаллических материалов. Таким образом, свойства этих материалов зависят от того, относительно каких кристаллографических направлений определяются эти свойства. В то время, как анизотропия кратковременных и длительных свойств таких материалов с повышением температуры исчезает, анизотропия модуля упругости и сдвига сохраняется [12]. Жаропрочные никелевые интерметаллидные сплавы на основе Ni3Al в настоящее время представляют интерес в качестве основного материала для получения деталей камеры сгорания с рабочей температурой вплоть до 1300°C, для турбины - в качестве сопловых охлаждаемых лопаток, створок регулируемого сопла, проставок с температурой до 1200°C. Использование интерметаллидных материалов с малой плотностью типа ВКНА позволит снизить массу деталей на 10-15%, увеличить рабочую температуру деталей на 150-200°C и повысить продолжительность их работы до 1,5-2 раз. Также, это позволит снизить стоимость шихтовых заготовок и трудоемкость изготовления [13].

Первые разработки сплавов Inconel для использования в реактивных двигателях проводились в 1940-х годах компанией Wiggin Alloys в Херефорде, Англия. В 1962 году разработка сплава Inconel 718 стала большим шагом вперед благодаря его хорошей свариваемости [14]. В частности, сплав Inconel 718 относительно нечувствителен к растрескиванию при растяжении. Inconel 718 был принят многими отраслями, но аэрокосмические компании, такие как Pratt&Whitney, первыми начали применять сплав Inconel 718 в газовых турбинах и компонентах ракетных двигателей [15]. В некоторых коммерческих газотурбинных двигателях

более половины массы приходится на сплав Inconel 718. Этот сплав также широко используется и в электроэнергетике [16,17], в том числе в корпусах реакторов для атомных электростанций [18]. Значительная экономия затрат на производство изделий была продемонстрирована в аэрокосмической промышленности при использовании литья для замены сборок кованых деталей. Для примера, в корпусе диффузора из сплава Inconel 718 сборка из 38 деталей была заменена одной литой деталью (рисунок 1.2) [15].

а) б)

Рисунок 1.2 - Замена набора из 38 кованых деталей (а) одной литой деталью из

сплава 1псопе1 718 [15]

Каждый легирующий элемент в сплаве имеет свое назначение, определяемое его свойствами. Элементы в ЖНС можно разделить на несколько групп:

1. у-стабилизирующие элементы. Основная их задача состоит в упрочнении матрицы. Элементы, обладающие приемлемой растворимостью в твердом состоянии, могут приводить к заметному повышению прочностных характеристик твердого раствора и также улучшают свойства ползучести матрицы. В основном, это металлы УЛ-УШЛ подгрупп Периодической системы. Эти элементы, стабилизирующие твердый раствор, повышают прочность в основном повышая сопротивление движения дислокаций. Это сопротивление возникает из-за искажений и изменений модуля сдвига в решетке из-за атомов растворенного вещества и более сложного поперечного скольжения дислокаций в твердых растворах. Это важно для

достижения прочности при высоких температурах, поскольку диффузионная подвижность атомов определяет жаропрочные свойства сплава. Поэтому легирующие элементы, входящие в состав сплава должны понижать коэффициент диффузии атомов в твердом растворе. Наилучшие результаты получаются посредством комплексного легирования. Растворимость элементов при более низких температурах снижается, что может способствовать дисперсионному упрочнению.

2. у-образующие элементы. Элементы, образующие с N1 интерметаллиды вида №3Х. В основном это алюминий, титан и ниобий. При понижении температуры растворимость этих элементов в матрице понижается и происходит выделение упрочняющих фаз. Поэтому содержание этих элементов в сплаве выбирается близким к предельной растворимости при высоких температурах. у-фаза обладает ГЦК решеткой, когерентной основной матрице. При этом несоответствие параметров решеток с основной матрицей составляет около 0,05-0,1% [19,20].

3. Элементы, выделяющиеся на границах зерен. Было обнаружено, что наличие дискретных частиц М23С6 по границам зерен может стабилизировать границы против их взаимного скольжения при возникновении напряжений при повышенных температурах. Однако, некоторые элементы могут сегрегировать по границам зерен, ослабляя их и инициировать образование трещин. Элементы, нерастворимые в никеле, например свинец, висмут, таллий и теллур, присутствующие в сплавах в малых количествах могут вызвать его охрупчивание. Фосфор также вызывает растрескивание и образование горячих трещин. Сера сегрегирует к границам зерен и вызывает значительное снижение пластичности за счет появления легкоплавких эвтектик. В то же время, некоторые элементы в малых количествах, сегрегируя по границам зерен могут значительно улучшить характеристики ползучести. При этом, элементы со значительно отличающимся атомным номером от N1,

перемещаются к границам зерен и там замещают вакансии, при этом ослабляя диффузию через границу зерен [21].

4. Элементы, стабилизирующие поверхность детали. Неустойчивость внешних поверхностей суперсплавов на основе никеля в химически реакционных средах приводит к деградации материала. Деградация материала может быть вызвана окислением при высоких температурах в окислительных атмосферах. Когда поверхностная реакция протекает в присутствии кислорода, серы, натрия, ванадия и других загрязняющих веществ, присутствующих в окружающей среде происходит горячая коррозия. Продукты реакции горячей коррозии состоят из таких соединений, как расплавленный №2Б04, которые растворяют защитный оксидный слой сплава. Присутствие хрома в сплавах приводит к образованию оксидного слоя, который уменьшает дальнейшее окисление и коррозию. Для создания хорошего защитного слоя против окисления требуется наличие около 20% Сг. Оптимальное содержание никеля для максимальной стойкости к окислению составляет от 40 до 50%. Кобальт не является необходимым для повышения стойкости к окислению, однако он улучшает стойкость к горячей коррозии снижая диффузию серы и связывая ее. Алюминий также образует стойкие защитные пленки на поверхности детали образуя стойкую пленку А1203 [21].

5. Карбидообразующие элементы - элементы образующие карбиды, видов МеС, Ме6С, Ме23С6. В основном это титан, цирконий, ниобий, хром, тантал. При этом сам никель не образует стабильных карбидов. Отдельно следует выделить гафний, который используется для повышения прочностных и пластических свойств жаропрочных никелевых сплавов модифицируя морфологию поверхности карбидов, делая их округлыми. В зависимости от количества и формы карбиды могут как положительно, так и отрицательно сказываться на свойствах жаропрочного никелевого сплава. Например, выделяясь по границам зерен они могут как обладать упрочняющими свойствами, препятствуя

движению границ, так и снижать прочность являясь концентраторами напряжений.

Основная фаза в сплаве 1псопе1 718 - ГЦК у-фаза. Основными упрочняющими фазами выступают ОЦТ у" (№3МЬ) и в небольшом количестве ГЦК у' (№3(Л1,Т1,МЬ)) фазы благодаря когерентности с основной у-фазой [1,22]. Также присутствуют игольчатые и пластинчатые выделения орторомбической 5-фазы, гексагональная ^-фаза (№3Т1), карбиды и фазы Лавеса которые, являясь хрупкими, снижают прочностные свойства материала [22,23].

Образование 5-фазы может происходить по нескольким путям, зависящим от температуры и времени. При низких температурах (<700 ° С) происходит ячеистое выделение 5-фазы по границам зерен [24]. При средних температурах (750-800 ° С) происходит трансформация у"^ 5+у', в дополнение к ячеистому выделению 5-фазы. Это может привести к появлению участков без у" фазы размером 100 нм вокруг частиц 5-фазы [25]. При высоких температурах (~960°С) происходит прямое осаждение 5-фазы из пересыщенной матрицы [26]. Наибольшая скорость роста дельта фазы наблюдалась при 960-980°С, для малого времени старения кованого металла после отжига на твердый раствор [27]. Температура и состояние материала (кованый, после отжига на твердый раствор) оказывают большое влияние на количество и морфологию выделений 5-фазы.

Предыдущие работы также отметили важность наличия и расположения дефектов кристаллической решетки на формирование у"- и 5-фазы [24]. Для сплава 1псопе1 718 отмечено внутризеренное осаждение 5-фазы при 800°С [28]. Было отмечено, что осаждение и рост 5-фазы образовывают значительные количества дислокаций, которые могут действовать как положительная обратная связь для получения большего количества дефектов укладки в у" (что может способствовать образованию 5). При 900°С у" полностью заменяется на 5. При 950°С 5-фаза выпадает непосредственно из пересыщенной матрицы.

Порядок выделения у"- и 5-фаз схематично показан на рисунке 1.3. На рисунке 1.3, а показана граница зерен с пересыщенной у-матрицей.

Рисунок 1.3 - Изображение, показывающее образование у"- и 5-фаз в сплаве Inconel 718. Красным показаны выделения y''-фазы, зеленым - ö-фазы

На этой стадии отсутствуют упрочняющие фазы. По мере того как происходит старение материала, ö-фаза будет формироваться вдоль границ зерен (рисунок 1.3, г), и будет происходить зарождение y''-фазы (в дополнение к у'-фазе, которая не показана). Процесс старения продолжается и, как показано на рисунке 1.3, в, выделения y''-фазы увеличиваются и растут в разных вариантах направления {100} в матрице. При дальнейшем продолжении процесса старения, продолжающийся рост выделений y''-фазы может привести к чрезмерному увеличению выделений до размеров, превышающих оптимальные значения для упрочнения. Кроме того, 5-фаза может начать формировать иглы на границе зерен. Движение границ зерен может происходить, как показано на рисунке 1.3, д, с образованием волнистых краев, вызванных наличием 5-игл. Поскольку процесс старения продолжается, у''-фаза может превращаться во внутризеренные 5-иглы и/или 5-иглы, которые могут расти из границы зерен в матрицу. Обозначенные зоны, свободные от y''-фазы, будут окружать границы зерен и 5-фазу (рисунок 1.3, е). В зависимости от температуры термической обработки 5-фаза также может образовываться непосредственно из пересыщенной матрицы, однако этот процесс не изображен на рисунке.

Для большинства выделений существует предпочтительная ориентационная зависимость с ГЦК у-матрицей. Для выделений у"-фазы предпочтительное расположение на плоскостях {100}. Внутризеренные выделения 5-фаз формируются на плоскостях {111} [24]. И у"-фаза и у'-фаза когерентна с матрицей, что благоприятно для упрочнения. 5-фаза некогерентна с матрицей и имеет гораздо большее несоответствие параметров кристаллической решетки, чем у''- и у'-фазы. [28] Фактически, некогерентность, как было отмечено, приводит к появлению дислокаций во время выделения и росту преципитатов 5-фазы.

Наличие напряжений и дислокаций может существенно повлиять на поведение материала при старении. Недавние работы по моделированию были посвящены влиянию напряжений на фазовые превращения в сплаве 1псопе1 718 [29]. При отсутствии напряжений во время старения осаждаются почти одновременно три разных варианта направления у''-фазы. Если при старении имеются направленные механические напряжения, то образуются направленные выделения упрочняющих фаз. Во время укрупнения выделений у''-фазы возникают удлиненные выделения вместо равноосных. Показано, что скорость роста выделений 5-фазы увеличивается с величиной напряжений [30,31]. Их морфология также претерпевает изменения, при этом с повышением уровня напряжений в материале количество игл 5-фазы уменьшается с увеличением доли глобулярных и равноосных выделений.

Для сплава 1псопе1 718 используется термическая обработка в виде гомогенизации для растворения дисперсных выделений и фаз в матрице и двухэтапное старение для выделения у"- и у'-фаз различной формы и размера. Однако, структура после СЛП сильно отличается от структуры после литья или прокатки, поэтому влияние термической обработки также будет отличаться [32,34].

Сплав 1псопе1 718 был разработан и в основном используется для получения изделий методами пластической обработки, литья и порошковой металлургии [35]. Однако его свойства вкупе с необходимостью получения сложнопрофильных изделий привели к появлению многочисленных исследований в области использования этого сплава в аддитивных технологиях.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Борисов Евгений Владиславович, 2018 год

ЛИТЕРАТУРА

1. Wang X., Gong X., Chou K. Review on powder-bed laser additive manufacturing of Inconel 71S parts //ASME 2015 International Manufacturing Science and Engineering Conference. - American Society of Mechanical Engineers, 2015. - С. V001T02A063-V001T02A063.

2. Химушин, Ф.Ф. Жаропрочные стали и сплавы / Ф.Ф. Химушин. - М. : Металлургия, 1969. - 752 с.

3. ^утс. В.Г., Хаусон Т.Е. // Суперсплавы II. Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных установок / Под ред. Ч.Т. Симса, Н.С. Столлоффа, У.к. Хагеля. ^ 1. М.: Металлургия, 1995. - 3S4 с.

4. ^блов Е.Н., Ломберг Б.С., Оспенникова О.Г. Создание современных жаропрочных материалов и технологий их производства для авиационного двигателестроения // ^ылья Родины. 2012. № 3-4. С. 34-3S.

5. Ломберг Б.С., Овсепян С.В., Бакрадзе М.М., Мазалов И.С. Высокожаропрочные деформируемые никелевые сплавы для перспективных газотурбинных двигателей и газотурбинных установок // Вестник МГТУ им. Н.Э. Баумана. 2011. Спец. выпуск. С. 9S-103.

6. ^блов Е.Н. Новое поколение жаропрочных сплавов для двигателей // Военный парад. 2010. - № 2 (9S). - С. 32-33 : 1 портр., 2 рис. . - ISSN 1029-467S

7. Оспенникова О.Г. Стратегия развития жаропрочных сплавов и сталей специального назначения, защитных и теплозащитных покрытий // Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 19-35.

S. Жаропрочные никелевые сплавы низкой плотности / Н. В. Петрушин, О. Г. Оспенникова, Е. М. Висик, Л. И. Рассохина, О. Б. Тимофеева // Литейное производство - 2012. - №6. - С. 5-11.

9. ^блов Е. Н. и др. Литейные жаропрочные никелевые сплавы для перспективных авиационных ГТД //Технология легких сплавов. - 2007. - №. 2. - С. 6-16.

10. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Елютин Е.С. Монокристаллические жаропрочные сплавы для газотурбинных двигателей // Вестник МГТУ им. Н.Э. Баумана. Сер. Машиностроение. 2011. №SP2. С. 38-52

11. Бондаренко Ю.А., Ечин А.Б., Сурова В.А., Нарский А.Р. Влияние условий направленной кристаллизации на структуру деталей типа лопатки ГТД // Литейное производство. - 2012. - №7. - С. 14-16.

12. Петрушин Н.В., Светлов И.Л., Оспенникова О.Г. Литейные жаропрочные никелевые сплавы // Все материалы. Энциклопедический справочник. - 2012. - №6. - С. 16-21.

13. Базылева О. А., Аргинбаева Э.Г., Туренко Е.Ю. Жаропрочные литейные интерметаллидные сплавы // Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 57-60.

14. Lingenfelter A. Welding of Inconel alloy 718: A historical overview //Superalloy. - 1989. - Т. 718. - С. 673-683.

15. Paulonis D. F., Schirra J. J. Alloy 718 at Pratt & Whitney-Historical perspective and future challenges //Superalloys. - 2001. - Т. 718. - №. 625,706. - С. 1323.

16. Baldridge, T., Poling, G., Foroozmehr, E., Kovacevic, R., Metz, T., Kadekar, V., & Gupta, M. C. Laser cladding of Inconel 690 on Inconel 600 superalloy for corrosion protection in nuclear applications //Optics and Lasers in Engineering. - 2013. - Т. 51. -№. 2. - С. 180-184.

17. Hu H. X., Zheng Y. G., Qin C. P. Comparison of Inconel 625 and Inconel 600 in resistance to cavitation erosion and jet impingement erosion //Nuclear Engineering and Design. - 2010. - Т. 240. - №. 10. - С. 2721-2730.

18. Rowcliffe, A. F., Mansur, L. K., Hoelzer, D. T., & Nanstad, R. K. Perspectives on radiation effects in nickel-base alloys for applications in advanced reactors //Journal of Nuclear Materials. - 2009. - Т. 392. - №. 2. - С. 341-352.

19. Миркин И. Л., Канчеев О. Д. Связь жаропрочности и разности периодов решеток фаз дисперсионно-твердеющих сплавов. // МиТОМ, 1967, No 1, с. 8- 11.

20. Nathal M. V., MacKay R. A., Garlic R. G. Temperature dependence of y-y' lattice mismatch in nickel-base superalloys. // Mater. Sci. and Eng., 1985, v. 75, N 11, p. 195-207.

21. Jena A. K., Chaturvedi M. C. The role of alloying elements in the design of nickel-base superalloys //Journal of Materials Science. - 1984. - T. 19. - №. 10. - C. 3121-3139.

22. Sundararaman M., Banerjee S., Mori H. The Stability of y" and y' Phases in Alloy 718 Under Electron Irradiation // Superalloys Conference Proceedings, 2001. -C.379-387

23. Caliari F. R. et al. Study of the Secondary Phases in Inconel 718 Aged Superalloy Using Thermodynamics Modeling //Key Engineering Materials. - Trans Tech Publications, 2013. - T. 553. - C. 23-28.

24. Kirman I., Warrington D. H. The precipitation of Ni 3 Nb phases in a Ni-Fe- Cr- Nb alloy //Metallurgical and Materials Transactions B. - 1970. - T. 1. - №. 10. - C. 2667-2675.

25. He, J., Tang, X. Y., Fukuyama, S., & Yokogawa, K. Boundary in y "precipitates in inconel 718 nickel-base superalloy //Acta metallurgica et materialia. -1995. - T. 43. - №. 12. - C. 4403-4409.

26. Dehmas, M., Lacaze, J., Niang, A., & Viguier, B. TEM study of high-temperature precipitation of delta phase in Inconel 718 alloy //Advances in materials science and engineering. - 2011. - T. 2011.

27. Beaubois, V., Huez, J., Coste, S., Brucelle, O., & Lacaze, J. Short term precipitation kinetics of delta phase in strain free Inconel 718 alloy //Materials science and technology. - 2004. - T. 20. - №. 8. - C. 1019-1026.

28. Sundararaman M., Mukhopadhyay P., Banerjee S. Precipitation of the 5-Ni3Nb phase in two nickel base superalloys //Metallurgical transactions A. - 1988. - T. 19. - №. 3. - C. 453-465.

29. Zhou, N., Lv, D. C., Zhang, H. L., McAllister, D., Zhang, F., Mills, M. J., & Wang, Y. Computer simulation of phase transformation and plastic deformation in IN718

superalloy: Microstructural evolution during precipitation //Acta Materialia. - 2014. - Т. 65. - С. 270-286.

30. Huang Y., Langdon T. G. The evolution of delta-phase in a superplastic Inconel 718 alloy //Journal of materials science. - 2007. - Т. 42. - №. 2. - С. 421-427.

31. Nathal M. V. Effect of initial gamma prime size on the elevated temperature creep properties of single crystal nickel base superalloys //Metallurgical and Materials Transactions A. - 1987. - Т. 18. - №. 11. - С. 1961-1970.

32. Zhang D. et al. Effect of standard heat treatment on the microstructure and mechanical properties of selective laser melting manufactured Inconel 718 superalloy //Materials Science and Engineering: A. - 2015. - Т. 644. - С. 32-40.

33. Chlebus E. et al. Effect of heat treatment on the microstructure and mechanical properties of Inconel 718 processed by selective laser melting //Materials Science and Engineering: A. - 2015. - Т. 639. - С. 647-655.

34. Rao G. A. et al. Effect of standard heat treatment on the microstructure and mechanical properties of hot isostatically pressed superalloy inconel 718 //Materials Science and Engineering: A. - 2003. - Т. 355. - №. 1. - С. 114-125.

35. Inconel alloy. 718 Special metals. [Электронный ресурс]. - Режим доступа : http://www.http://specialmetals.com/assets/documents/alloys/inconel/inconel-alloy-718.pdf (дата обращения: 01.02.2017).

36. Зленко М.А., Попович А.А., Мутылина И.Н. Аддитивные технологии в машиностроении. СПб: Изд-во Политехн. ун-та, 2013. 222 с.

37. Santos E.C. и др. Rapid manufacturing of metal components by laser forming // Int. J. Mach. Tools Manuf. 2006. Т. 46, № 12-13. С. 1459-1468.

38. Birger, E. M., Moskvitin, G. V., Polyakov, A. N., Arkhipov, V. E. Industrial laser cladding: current state and future //Welding International. - 2011. - Т. 25. - №. 03. - С. 234-243.

39. Atzeni E., Salmi A. Economics of additive manufacturing for end-usable metal parts // Int. J. Adv. Manuf. Technol. 2012. Т. 62, № 9-12. С. 1147-1155.

40. Jeff Allen, The Potential for Aero Engine Component Manufacture using Additive Layer Manufacturing// AERODAYS Conference. 2011. Madrid.

41. Maltesh Somasekharappa, Additive Manufacturing in Aerospace

42. National Institute of Standards and Technology, Measurement Science Roadmap for Metal-Based Additive Manufacturing, prepared by Energetics Incorporated, Columbia, Maryland, for NIST, U.S. Department of Commerce, May 2013, p. 19.

43. Mullen L. et al. Selective Laser Melting: A regular unit cell approach for the manufacture of porous, titanium, bone in-growth constructs, suitable for orthopedic applications //Journal of Biomedical Materials Research Part B: Applied Biomaterials. -2009. - Т. 89. - №. 2. - С. 325-334.

44. Gebhardt, A., Schmidt, F. M., Hotter, J. S., Sokalla, W., Sokalla, P. Additive manufacturing by selective laser melting the realizer desktop machine and its application for the dental industry //Physics Procedia. - 2010. - Т. 5. - С. 543-549.

45. Uhlmann, E., Kersting, R., Klein, T. B., Cruz, M. F., Borille, A. V. Additive manufacturing of titanium alloy for aircraft components //Procedia CIRP. - 2015. - Т. 35. - С. 55-60.

46. Abraham A. K., Sridhar V. G. Materials, Design and Manufacturing Technologies for Orthopaedic Biomaterials: A Review //Trends in Biomaterials & Artificial Organs. - 2015. - Т. 29. - №. 3.

47. Волосова М.А., Окунькова А. А. Пути оптимизации процесса селективного лазерного плавления при помощи выбора стратегии обработки лазерным лучом // Известия Самарского научного центра Российской академии наук. 2012. Т. 14, № 4. С. 587-591.

48. Wycisk, E., Solbach, A., Siddique, S., Herzog, D., Walther, F., Emmelmann, C. Effects of defects in laser additive manufactured Ti-6Al-4V on fatigue properties //Physics Procedia. - 2014. - Т. 56. - С. 371-378.

49. Yasa E., Deckers J., Kruth J. The investigation of the influence of laser re-melting on density , surface quality and microstructure of selective laser melting parts // Rapid Prototyp. J. 2011. Т. 17, № 5. С. 312-327.

50. Vaithilingam, J., Goodridge, R. D., Hague, R. J., Christie, S. D., & Edmondson, S. The effect of laser remelting on the surface chemistry of Ti6al4V

components fabricated by selective laser melting //Journal of Materials Processing Technology. - 2016. - Т. 232. - С. 1-8.

51. Tayon, W., Shenoy, R., Bird, R., Hafley, R., Redding, M. Texture-Induced Anisotropy in an Inconel 718 Alloy Deposited Using Electron Beam Freeform Fabrication. - 2014.

52. Jia Q., Gu D. Selective laser melting additive manufacturing of Inconel 718 superalloy parts: Densification, microstructure and properties // J. Alloys Compd. Elsevier B.V., 2014. Т. 585. С. 713-721.

53. Wang Z. и др. The microstructure and mechanical properties of deposited-IN718 by selective laser melting // J. Alloys Compd. Elsevier B.V., 2012. Т. 513. С. 518523.

54. Mumtaz K.A., Erasenthiran P., Hopkinson N. High density selective laser melting of Waspaloy® // J. Mater. Process. Technol. 2008. Т. 195, № 1-3. С. 77-87.

55. Kanagarajah P. и др. Inconel 939 processed by selective laser melting: Effect of microstructure and temperature on the mechanical properties under static and cyclic loading // Mater. Sci. Eng. A. Elsevier, 2013. Т. 588. С. 188-195.

56. Vilaro T. и др. Microstructural and mechanical approaches of the selective laser melting process applied to a nickel-base superalloy // Mater. Sci. Eng. A. Elsevier B.V., 2012. Т. 534. С. 446-451.

57. Shunmugavel M., Polishetty A., Littlefair G. Microstructure and mechanical properties of wrought and additive manufactured Ti-6Al-4V cylindrical bars //Procedia Technology. - 2015. - Т. 20. - С. 231-236.

58. Mukhtarov S., Ermachenko A. Mechanical properties of nanostructured nickel based superalloy Inconel 718 //Journal of Physics: Conference Series. - IOP Publishing, 2010. - Т. 240. - №. 1. - С. 012118.

59. Shiomi, M., Osakada, K., Nakamura, K., Yamashita, T., Abe, F. Residual stress within metallic model made by selective laser melting process //CIRP Annals-Manufacturing Technology. - 2004. - Т. 53. - №. 1. - С. 195-198.

60. Мирошниченко И. С. Закалка из жидкого состояния. - М.: Металлургия, 1982, 168 с.

61. Zheng B. et al. Thermal behavior and microstructure evolution during laser deposition with laser-engineered net shaping: Part II. Experimental investigation and discussion // Metall. Mater. Trans. A Phys. Metall. Mater. Sci. 2008. Vol. 39, № 9. P. 2237-2245.

62. Херлах Д., Галенко П., Холланд-Мориц Д. Метастабильные материалы из переохлажденных расплавов. Ижевск: НИЦ "Регулярная и хаотическая динамика": Ижевский институт компьютерных исследований, 2010. 481 с.

63. Bugeda G., Cervera M., Lombera G. Numerical prediction of temperature and density distributions in selective laser sintering processes. // 1999.

64. Kelly S.M., Kampe S.L. Microstructural evolution in laser-deposited multilayer Ti-6Al-4V builds: Part II. Thermal modeling // Metall. Mater. Trans. A. 2004. Vol. 35, № 6. P. 1861-1867.

65. Белое А. Ф., Добаткин В. И., Эскин Г. И. 0 природе недендритнои кристаллизации металлических жидкостей //Металловедение и обработка цветных сплавов: Physical metallurgy and processing of non-ferrous alloys. - 1992. - С. 66.

66. Manikandan S. G. K. et al. Effect of weld cooling rate on Laves phase formation in Inconel 718 fusion zone //Journal of Materials Processing Technology. -2014. - Т. 214. - №. 2. - С. 358-364.

67. Бочвар А. А. Металловедение. - М.: Металлургиздат, 195

68. Simonelli M., Tse Y. Y., Tuck C. Effect of the build orientation on the Mechanical Properties and Fracture Modes of SLM Ti-6Al-4V // Materials Science and Engineering: A. - 2014. - Vol. 616. - P. 1-11.

69. Frazier W. E. Metal additive manufacturing: A review // Journal of Materials Engineering and Performance. - 2014. - Vol. 23. - №. 6. - P. 1917-1928.

70. Li, R., Shi, Y., Wang, Z., Wang, L., Liu, J., & Jiang, W. Densification behavior of gas and water atomized 316L stainless steel powder during selective laser melting //Applied surface science. - 2010. - Т. 256. - №. 13. - С. 4350-4356.

71. Wu M. W., Lai P. H., Chen J. K. Anisotropy in the impact toughness of selective laser melted Ti-6Al-4V alloy // Materials Science and Engineering: A. - 2016. - Vol. 650. - P. 295-299.

72. Chlebus E. et al. Microstructure and mechanical behaviour of Ti—6Al—7Nb alloy produced by selective laser melting // Materials Characterization. -2011. - Vol. 62. - №. 5. - P. 488-495.

73. Vilaro T., Colin C., Bartout J. D. As-fabricated and heat-treated microstructures of the Ti-6Al-4V alloy processed by selective laser melting // Metallurgical and Materials Transactions A. - 2011. - Vol. 42. - №. 10. - P. 3190-3199.

74. Ahuja B. et al. Developing LBM Process Parameters for Ti-6Al-4V Thin Wall Structures and Determining the Corresponding Mechanical Characteristics // Physics Procedia. - 2014. - Vol. 56. - P. 90-98.

75. Шишковский И.В., Ядроитцев И.А., Смуров И.Ю. Создание объемных изделий из никелида титана методом послойного лазерного плавления // Письма в журнал технической физики. 2013. Т. 39. No. 24 C.15-21.

76. Qiu C., Adkins N. J. E., Attallah M. M. Microstructure and tensile properties of selectively laser-melted and of HIPed laser-melted Ti-6Al-4V // Materials Science and Engineering: A. - 2013. - Vol. 578. - P. 230-239.

77. Ardila L. C. et al. Effect of IN718 recycled powder reuse on properties of parts manufactured by means of Selective Laser Melting //Physics Procedia. - 2014. - Т. 56. - С. 99-107.

78. Prater T., Tilson W., Jones Z. Characterization of Machine Variability and Progressive Heat Treatment in Selective Laser Melting of Inconel 718. - 2015.

79. Mercelis P., Kruth J. P. Residual stresses in selective laser sintering and selective laser melting //Rapid Prototyping Journal. - 2006. - Т. 12. - №. 5. - С. 254265.

80. Соколов Ю.А., Афанасьева Л.Е., Барабонова И.А., Новоселова М.В., Гречишкин Р.М. Микроструктура и свойства сплава Ti - 6Al - 4V, полученного по технологии послойного электронно-лучевого синтеза // Металловедение и термическая обработка металлов. 2015. No. 6. С.45-50.

81. Kunze K. et al. Texture, anisotropy in microstructure and mechanical properties of IN738LC alloy processed by selective laser melting (SLM) // Materials Science and Engineering: A. - 2015. - Vol. 620. - P. 213-222.

82. Kempen, K., Thijs, L., Van Humbeeck, J., & Kruth, J. P. Mechanical properties of AlSilOMg produced by selective laser melting //Physics Procedia. - 2012. - T. 39. - C. 439-446.

83. Thijs L. et al. Strong morphological and crystallographic texture and resulting yield strength anisotropy in selective laser melted tantalum // Acta Materialia. -

2013. - Vol. 61. - №. 12. - P. 4657-4668.

84. Mertens A. et al. Mechanical properties of alloy Ti-6Al-4V and of stainless steel 316L processed by selective laser melting: influence of out-of-equilibrium microstructures // Powder Metallurgy. - 2014. - Vol. 57. - №. 3. - P. 184-189.

85. Carter L. N. et al. The influence of the laser scan strategy on grain structure and cracking behaviour in SLM powder-bed fabricated nickel superalloy // Journal of Alloys and Compounds. - 2014. - Vol. 615. - P. 338-347.

86. Song B. et al. Fabrication of NiCr alloy parts by selective laser melting: columnar microstructure and anisotropic mechanical behavior // Materials & Design. -

2014. - Vol. 53. - P. 1-7.

87. Vrancken B. et al. Microstructure and mechanical properties of a novel P titanium metallic composite by selective laser melting // Acta Materialia. - 2014. - Vol. 68. - P. 150-158.

88. Dadbakhsh S. et al. Texture and anisotropy in selective laser melting of NiTi alloy // Materials Science and Engineering: A. - 2016. - Vol. 650. - P. 225-232.

89. Popovich A. A., Sufiiarov V.Sh., Borisov E.V., Polozov I.A. Microstructure and mechanical properties of Inconel 718 produced by SLM and subsequent heat treatment // Key Engineering Materials. - 2015. - Vol. 651-653 - P. 665-670.

90. Wang X., Chou K. Electron Backscatter Diffraction Analysis of Inconel 718 Parts Fabricated by Selective Laser Melting Additive Manufacturing //JOM. - 2016. - C. 1-7.

91. StrôBner J., Terock M., Glatzel U. Mechanical and Microstructural Investigation of Nickel-Based Superalloy IN718 Manufactured by Selective Laser Melting (SLM) //Advanced Engineering Materials. - 2015. - T. 17. - №. 8. - C. 10991105.

92. Wauthle R. et al. Effects of build orientation and heat treatment on the microstructure and mechanical properties of selective laser melted Ti6Al4V lattice structures // Additive Manufacturing. - 2015. - Vol. 5. - P. 77-84.

93. Amato K. N. et al. Microstructures and mechanical behavior of Inconel 718 fabricated by selective laser melting //Acta Materialia. - 2012. - Т. 60. - №2. 5. - С. 22292239.

94. Pieraggi, B. and J. F. Uginet. "Fatigue and creep properties in relation with alloy 718 microstructure." Superalloys 718, 625, 706 and Various Derivatives (1994): 535-544.

95. Niendorf T. et al. Functionally graded alloys obtained by additive manufacturing //Advanced Engineering Materials. - 2014. - Т. 16. - №. 7. - С. 857-861.

96. Niendorf, T., Leuders, S., Riemer, A., Richard, H. A., Tröster, T., Schwarze, D. Highly anisotropic steel processed by selective laser melting //Metallurgical and Materials Transactions B. - 2013. - Т. 44. - №. 4. - С. 794-796.

97. Niendorf, T., Niendorf, T., Brenne, F., Brenne, F., Schaper, M., Schaper, M., Reimche, W. Labelling additively manufactured parts by microstructural gradation-advanced copy-proof design //Rapid Prototyping Journal. - 2016. - Т. 22. - №. 4. - С. 630-635.

98. Bai S., Yang L., Liu J. Manipulation of microstructure in laser additive manufacturing //Applied Physics A. - 2016. - Т. 122. - №. 5. - С. 1-5.

99. Cloots M., Uggowitzer P. J., Wegener K. Investigations on the microstructure and crack formation of IN738LC samples processed by selective laser melting using Gaussian and doughnut profiles //Materials & Design. - 2016. - Т. 89. -С. 770-784.

100. Thijs, L., Kempen, K., Kruth, J. P., Van Humbeeck, J. Fine-structured aluminium products with controllable texture by selective laser melting of pre-alloyed AlSi10Mg powder //Acta Materialia. - 2013. - Т. 61. - №. 5. - С. 1809-1819.

101. Yadroitsev, I., Bertrand, P., Antonenkova, G., Grigoriev, S., Smurov, I. Use of track/layer morphology to develop functional parts by selective laser melting //Journal of Laser Applications. - 2013. - Т. 25. - №. 5. - С. 052003.

102. Yadroitsev, I., Krakhmalev, P., Yadroitsava, I., Johansson, S., Smurov, I. Energy input effect on morphology and microstructure of selective laser melting single track from metallic powder //Journal of Materials Processing Technology. - 2013. - T. 213. - №. 4. - C. 606-613.

103. Zhou Y. et al. Investigation on the scan strategy and property of 316L stainless steel-Inconel 718 functionally graded materials fabricated by selective laser melting.

104. Han S. W., Ji W. J., Moon Y. H. Fabrication of gear having functionally graded properties by Direct Laser Melting Process //Advances in Mechanical Engineering. - 2014. - T. 6. - C. 618464.

105. Ji W. J., Moon Y. H. Fabrication of functionally graded properties by direct laser melting of compositionally selective metallic powder //Control, Automation and Systems (ICCAS), 2015 15th International Conference on. - IEEE, 2015. - C. 1955-1957.

106. Mahamood R. M., Akinlabi E. T. Functionally Graded Materials. - Springer,

2017.

107. Hofmann D. C. et al. Applications for Gradient Metal Alloys Fabricated Using Additive Manufacturing. - 2013.

108. Yadroitsev I., Smurov I. Selective laser melting technology: from the single laser melted track stability to 3D parts of complex shape //Physics Procedia. - 2010. - T. 5. - C. 551-560.

109. Yadroitsev I., Bertrand P., Smurov I. Parametric analysis of the selective laser melting process //Applied surface science. - 2007. - T. 253. - №. 19. - C. 80648069.

110. Yadroitsev, I., Gusarov, A., Yadroitsava, I., & Smurov, I. Single track formation in selective laser melting of metal powders //Journal of Materials Processing Technology. - 2010. - T. 210. - №. 12. - C. 1624-1631.

111. Gusarov, A. V., Yadroitsev, I., Bertrand, P., Smurov, I. Heat transfer modelling and stability analysis of selective laser melting //Applied Surface Science. -2007. - T. 254. - №. 4. - C. 975-979.

112. Gusarov, A. V., Yadroitsev, I., Bertrand, P., Smurov, I. Model of radiation and heat transfer in laser-powder interaction zone at selective laser melting //Journal of heat transfer. - 2009. - Т. 131. - №. 7. - С. 072101.

113. Pattanayak, D.K., Fukuda, A., Matsushita, T., Takemoto, M., Fujibayashi, S., Sasaki, K., Nishida, N., Nakamura, T., Kokubo, T. "Bioactive Ti metal analogous to human cancellous bone: Fabrication by selective laser melting and chemical treatments" (2011) Acta Biomaterialia, 7 (3), pp. 1398-1405. DOI: 10.1016/j.actbio.2010.09.034

114. Meier H., Haberland C. Experimental studies on selective laser melting of metallic parts (2008) Materialwissenschaft und Werkstofftechnik, 39, № 9, pp. 665-670. DOI: 10.1002/mawe.200800327

115. Борисов Е.В. Моделирование и компьютерный анализ формирования остаточной пористости при селективном лазерном плавлении: диссертация магистра. Санкт-Петербургский государственный политехнический университет, Санкт-Петербург, 2013.

116. Борисов Е.В., Голод В.М. Программный комплекс «SLM Modeling» Авторское свидетельство № 2015619434

117. Tayon, W. A., Shenoy, R. N., Redding, M. R., Bird, R. K., Hafley, R. A. Correlation Between Microstructure and Mechanical Properties in an Inconel 718 Deposit Produced Via Electron Beam Freeform Fabrication //Journal of Manufacturing Science and Engineering. - 2014. - Т. 136. - №. 6. - С. 061005.

118. Guo J. T. Materials science and engineering for superalloys //Beijing: Science Press. - 2008. - Т. 109. - С. 292.

119. QU, F. S., LIU, X. G., Fei, X. I. N. G., ZHANG, K. F. High temperature tensile properties of laser butt-welded plate of Inconel 718 superalloy with ultra-fine grains //Transactions of Nonferrous Metals Society of China. - 2012. - Т. 22. - №. 10. -С. 2379-2388.

120. AMS 5664 Nickel Alloy, Corrosion and Heat Resisitant, Bars, Forgings, and Rings 52.5Ni 19Cr 5.1Cb 0.90Ti 0.50Al 18Fe Consumable Electrode or Vacuum Induction Melted, 1950°F(1066°C) Solution Heat Treated, Precipitation Hardenable

121. Buchbinder D. et al. Investigation on reducing distortion by preheating during manufacture of aluminum components using selective laser melting // Journal of Laser Applications. - 2014. - Vol. 26. - №. 1. - P. 012004.

122. Callister W. D., Rethwisch D. G. Fundamentals of materials science and engineering. - London : Wiley, 2000. - T. 471660817.

123. Baufeld B. Mechanical properties of Inconel 718 parts manufactured by shaped metal deposition (SMD) //Journal of materials engineering and performance. -2012. - T. 21. - №. 7. - C. 1416-1421.

124. Pedron J. P., Pineau A. The effect of microstructure and environment on the crack growth behaviour of Inconel 718 alloy at 650 C under fatigue, creep and combined loading //Materials science and engineering. - 1982. - T. 56. - №. 2. - C. 143-156.

125. Hertzberg R. W. Deformation and fracture mechanics of engineering materials. - 1989.