Особенности формирования структуры и механических свойств металла при лазерной наплавке алюминиевых сплавов тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 00.00.00, кандидат наук Еремеев Алексей Дмитриевич

• Еремеев Алексей Дмитриевич
• кандидат наук
• 2023

Оглавление диссертации кандидат наук Еремеев Алексей Дмитриевич

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1. АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР НАУЧНЫХ И ИНФОРМАЦИОННЫХ ИСТОЧНИКОВ ПО АДДИТИВНОМУ ПРОИЗВОДСТВУ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ

1.1. Особенности алюминиевых сплавов

1.2. Особенности формирования сплавов алюминия на примере лазерной сварки

1.3. Примеры возможных методов аддитивного производства

1.3.1. Аддитивное производство методом дуговой наплавки

1.3.2. Преимущества и недостатки технологии дуговой наплавки

1.3.3. Метод прямого лазерного выращивания

1.3.4. Преимущества и недостатки метода прямого лазерного выращивания

1.4. Анализ дефектов при наплавке алюминия

1.4.1. Образования пор в процессе наплавки алюминия

1.4.2. Образования трещин в процессе наплавки алюминия

1.5. Структурообразования сплавов в процессе лазерной наплавки

1.6. Механические характеристики изделий, получаемых методом прямого лазерного выращивания

Выводы по главе

ГЛАВА 2. МАТЕРИАЛЫ, ОБОРУДОВАНИЕ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1. Используемые материалы

2.1.1. Материалы для наплавки

2.1.2. Материал подложек для наплавки и их подготовка

2.2. Методика аналитического расчета режимов формирования наплавочных валиков при ПЛВ

2.3. Методика и оборудование процесса прямого лазерного выращивания

2.4. Методика замера процентного содержания пор в сечении

2.5. Методика исследования формирования образцов и их микроструктурных особенностей

2.6. Методика исследования механических свойств алюминиевых сплавов

2.6.1. Методика испытания образцов на растяжение

2.6.2. Методика исследования микротвердости

ГЛАВА 3. АНАЛИЗ ФОРМИРОВАНИЯ МАКРОСТРУКТУРЫ В ПРОЦЕССЕ ПРЯМОГО ЛАЗЕРНОГО ВЫРАЩИВАНИЯ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ

3.1. Результаты аналитических расчетов формирования многопроходных многослойных образцов

3.2. Формирование многопроходных многослойных технологических проб из алюминиевых сплавов при прямом лазерном выращивании

3.2.1. Исследования влияния мощности лазерного излучения на качество формирования многопроходных многослойных алюминиевых образцов

3.2.2. Исследование влияние скорости процесса наплавки на качество формирования многопроходных многослойных алюминиевых образцов

3.3. Формирование однопроходных многослойных технологических проб из алюминиевых сплавов при прямом лазерном выращивании

3.3.1. Исследования влиянии мощности лазерного излучения на качество формирования однопроходных многослойных алюминиевых образцов

3.3.2. Исследование влияние скорости процесса наплавки на качество формирования однопроходных многослойных алюминиевых образцов

3.4. Разработка методики снижения уровня пористости в наплавляемом алюминиевом сплаве при прямом лазерном выращивании

Выводы по главе

ГЛАВА 4. МИКРОСТРУКТУРНЫЕ И МЕХАНИЧЕСКИЕ ИССЛЕДОВАНИЯ АЛЮМИНИЕВЫХ ЗАГОТОВОК, ПОЛУЧЕННЫХ МЕТОДОМ ПРЯМОГО ЛАЗЕРНОГО ВЫРАЩИВАНИЯ

4.1. Результаты механических испытаний на растяжение алюминиевых заготовок наплавленных методом прямого лазерного выращивания

4.1.1. Растяжение многопроходных многослойных заготовок

4.1.2. Растяжение однопроходных многослойных заготовок

4.2. Результаты механических испытаний на твердость алюминиевых заготовок наплавленных методом прямого лазерного выращивания

4.3. Результаты замера шероховатости алюминиевых заготовок наплавленных методом прямого лазерного выращивания

Выводы по главе

ГЛАВА 5. РАЗРАБОТКА ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ РЕКОМЕНДАЦИЙ ПО ПРЯМОМУ ЛАЗЕРНОМУ ВЫРАЩИВАНИЮ ИЗДЕЛИЙ ИЗ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ А1^

5.1. Технологические рекомендации по наплавке изделий методом ПЛВ

5.2. Технологические рекомендации по контролю геометрии наплавляемого изделия из алюминиевого сплава системы А1-М£

Выводы по главе

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

ВВЕДЕНИЕ

Одним из перспективных методов производства крупногабаритных изделий высокой точности с высокими эксплуатационными и механическими характеристиками является аддитивные технологии. Этот процесс очень похож на процесс наплавки, когда на определенную поверхность с помощью источника энергии наносят новый слой металла, который сопоставим или близок по химическому составу к рабочей поверхности. Аналогична и методика аддитивных технологий, когда нанося слой за слоем, мы получаем изделие заданной формы. В качестве источника нагрева может быть электрическая дуга, плазма, электронный луч или лазер. Преимуществом производства изделий таким способом является минимизация временных затрат и исходного материала на производство готовой продукции, уменьшение производственного цикла, изготовка деталей сложной формы с полостями и тонкими элементами и т.д. Кроме этого, за счет повышенных скоростей охлаждения по сравнению с методом литья, получается более мелкодисперсная структура, что ведет к повышению механических свойств изделий. Для аддитивного производства можно использовать разные металлические сплавы на основе железа, никеля, титана, алюминия и т.д. Особый интерес представляют сплавы алюминия.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Особенности формирования структуры и механических свойств металла при лазерной наплавке алюминиевых сплавов»

Актуальность работы

На сегодняшний день, алюминиевые сплавы имеют важное значение в производстве инновационных деталей в различных областях: аэрокосмическая техника, военная техника, несущие элементы автомобильных корпусов, кораблестроении и других сферах. Их высокая значимость связана с особенностями физико-химических свойств алюминиевых сплавов: высокая теплопроводность, малая плотность, пластичность, коррозионная стойкость. В тоже время, чистый алюминий имеет малую механическую прочность 80-100 МПа. Поэтому в производстве широко применяются сплавы алюминия, легированные медью, магнием, кремнием и т.д., для повышения эксплуатационных и механических свойств изделий. Это накладывает определенные трудности на использование легированных сплавов алюминия в

технологии аддитивного производства, особенно при использовании высококонцентрированных источников энергии - лазеров. В первую очередь, сплавы должны быть свариваемые, иначе высока вероятность образования дефектов в виде трещин и пор. Во-вторых, сплавы должны быть коррозионностойкими, в зависимости от среды эксплуатации. В-третьих, обладать высокими механическими свойствами, удовлетворяющими требованиям нормативных документов. С учетом этих особенностей, активно ведутся исследования по наплавке алюминиевых сплавов методом спекания порошка или электрической дугой проволоки. Они демонстрируют, что алюминий в высокой степени склонен к образованию пор и трещин, за счет попадания в ванну расплава водорода или примесей, отрицательно влияющих на качество готовых изделий. В тоже время, очень мало работ, направленных на повышение качества и механических характеристик наплавки алюминия методом прямого лазерного выращивания (ПЛВ), где встречаются те же проблемы. Остаётся открытым и вопрос о формировании изделий из алюминия с учетом температурных деформаций. Действительно, при обработке материалов с помощью лазерного излучения, особенно при многопроходной сварке или длительном по времени аддитивном производстве, изделия сопровождаются образованием остаточных деформаций, что введет к дефектам деталей, например, в виде трещин, а также к искажению заданной геометрии изделий, что существенно затрудняет процесс изготовления. Кроме того, актуальна и проблема выгорания химических элементов в процессе наплавки, что приводит к ухудшению механических характеристик готовых изделий. Можно выбрать режим наплавки с большими паузами между наплавочными валиками, но тогда значительно теряется производительность процесса, которая является существенным преимуществом метода прямого лазерного выращивания. Поэтому формирования бездефектных изделий из алюминиевого порошка с сохранением высокой производительности, является сложным технологическим моментом. К сожалению, на данном этапе развития науки все эти вопросы остаются открытыми. В работе предлагается подойти более углубленно к

вопросам наплавки алюминиевых сплавов методом прямого лазерного выращивания, за счет моделирования процесса формирования алюминиевых образцов, выявления критериев качества, а также разработки технологических рекомендаций для наплавки алюминиевых сплавов методом прямого лазерного выращивания.

Цель и задачи.

На основе проведенного аналитического обзора в сфере аддитивного производства из алюминиевых сплавов была сформулирована основная цель и задачи диссертационного исследования.

Целью работы является повышение качества и обеспечение механических характеристик изделий из алюминиевых сплавов, изготавливаемых методом прямого лазерного выращивания.

Для достижения поставленной цели, необходимо решить следующие задачи:

- Определить факторы, влияющие на качество и механические характеристики изделий из алюминиевых сплавов, получаемых с помощью аддитивных технологий;

- Исследовать влияние режимных параметров прямого лазерного выращивания на формирование макроструктуры наплавляемых алюминиевых сплавов;

- Разработать методику снижения уровня пористости в наплавляемом алюминиевом сплаве при прямом лазерном выращивании;

- Определить механические свойства наплавляемых алюминиевых сплавов;

- Разработать технологические рекомендации по прямому лазерному выращиванию изделий из алюминиевых сплавов системы А1-М§.

Научная новизна:

1. В результате экспериментального исследования установлено, что уменьшение объемной плотности энергии, на выбранных режимах наплавки

алюминиевого порошка методом прямого лазерного выращивания, приводит к понижению пористости в исследуемых образцах;

2. На основе экспериментальных данных о деформациях наплавочного изделия методом прямого лазерного выращивания, для повышения точности исполнения этих изделий, был рассчитан усадочный коэффициент заготовки для алюминиевого сплава АМг5.

Практическая значимость:

1. Опробованы технологические рекомендации по наплавке алюминиевого сплава АМг5 системы Л1-М£ методом прямого лазерного выращивания, основанные на результатах экспериментальных исследований.

2. В результате диссертационного исследования определены механические свойства алюминиевых заготовок АМг5, АМг6, АК9ч и св1575 полученных методом прямого лазерного выращивания.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Формулировка факторов, влияющих на качество и механические характеристики изделий из алюминиевых сплавов, получаемых с помощью аддитивных технологий;

2. Результаты экспериментов по влиянию режимных параметров на формирование макроструктуры наплавляемых алюминиевых сплавов, а также результаты исследования влияния стратегии наплавки по снижению уровня пористости в наплавляемом алюминиевом сплаве при прямом лазерном выращивании.

3. Результаты механических испытаний алюминиевых сплавов, полученных методом прямого лазерного выращивания.

4. Основные технологические рекомендации по наплавке алюминиевых сплавов системы Л1-М§ методом прямого лазерного выращивания.

Степень достоверности и апробация результатов:

Степень достоверности результатов проведенных исследований подтверждена сходимостью результатов теоретических и экспериментальных

исследований, согласованностью полученных данных с данными из литературных источников.

Кроме того, достоверность может быть подтверждена тем, что данные по структуре, фазовому составу и свойствам, а также экспериментальные данные по шероховатости были получены с использованием поверенного и аттестованного оборудования (оборудование для механических испытаний, сканирующий электронный микроскоп, профилометр и т.д.). Результаты диссертационных исследований докладывались на 9-ой международной конференции "Лучевые технологии и применение лазеров" 2018 года.

Также результаты диссертационной работы отражены в 3 статьях.

Структура и объем научного доклада.

Текст диссертационной работы состоит из 5 глав. Работа изложена на 132 страницах машинописного текста, содержит 14 таблиц и 74 рисунка, список литературы из 138 наименований.

ГЛАВА 1. АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР НАУЧНЫХ И ИНФОРМАЦИОННЫХ ИСТОЧНИКОВ ПО АДДИТИВНОМУ ПРОИЗВОДСТВУ АЛЮМИНИЕВЫХ

СПЛАВОВ

Аддитивное производство можно классифицировать по многим параметрам, например, источнику нагрева, по виду исходного сырья и способу его подачи в ванну расплава. Все эти параметры оказывают влияние на вид и качество формирования макро- и микроструктуры выбранного материала и его механические свойства. Кроме того, если мы говорим о конкретном типе сплава, например алюминии, то важно понимать и его химико-физические свойства, теплофизических и других особенностей взаимодействия с источником нагрева. Для определения критериев качества алюминиевых сплавов и их механических свойств, в этой главе рассмотрены основные моменты, связанные с алюминием и особенности работы с алюминиевыми сплавами при аддитивном производстве.

1.1. Особенности алюминиевых сплавов

Алюминий (Al), как металл, был первоначально назван «Alumine» еще в 1671 году. Эта номенклатура обозначала основу «Alum», которая использовалась римлянами и греками. Название же «Aluminum» было впервые использовано в 1807 году и немного позже изменено на «Aluminium». Международный союз теоретической и прикладной химии (IUPAC) принял название «Aluminium», чтобы соответствовать окончанию «ium» у большинства элементов, поэтому международным стандартом стало название «Aluminium» [1].

Алюминий во многих странах потребляется в значительно больших объемах, по сравнению со всеми другими цветными металлами. Мировое годовое потребление алюминия составляет 24 миллиона тонн, из которых 18 миллионов тонн добывается из руды, т.е. первичный алюминий, а остальное получается при переработке металлолома, т.е. вторичный алюминий. Алюминий известен своим очень высоким химическим сродством к кислороду, поэтому он

не встречается в природе в виде металла, а всегда находится в форме оксида алюминия или другой комбинированной форме [1]. Алюминий занимает второе место среди наиболее распространенных металлических элементов на Земле, поскольку он составляет 8 % земной поверхности, за ним следуют железо (5 %), магний (2 %), цинк и олово (0,004 %) [1,2].

С точки зрения химии, алюминий - это элемент третьей группы периодической таблицы Менделеева; его атомный номер - 13, а атомный вес -26,98 на основе кислорода [1,3,4]. У него нет природных изотопов, однако могут быть получены искусственные изотопы, которые являются радиоактивными [1, 4]. С точки зрения металлургии, Al имеет гранецентрированную кубическую кристаллическую решетку (ГЦК) с координационным числом 12 и коэффициентом атомной упаковки 0,74 [1,3]. Длина кубической решетки уменьшается при снижении чистоты металла из-за образования примесных сегрегаций [1,4]. Деформация в сплавах Al происходит путем кристаллографического скольжения по плоскостям {111} в направлениях <110>. Это приводит к наличию 12 систем скольжения, что в свою очередь ведет к высокой пластичности [3,5]. Температура плавления Al составляет 660°C, а температура кипения - 2520°C. Его средняя удельная теплоемкость для температур от 0 °C до 100 °C составляет 917 Дж/(кг*К) [3].

Чистый Al широко используется в электротехнике, например, в проводниковых кабелях, но имеет самую низкую прочность по сравнению с его сплавами. Поэтому, несмотря на успех исследований по усилению чистого Al [6,7], Al всегда используется в виде сплава [5]. В качестве основных легирующих элементов используются медь, магний и кремний в качестве упрочняющих элементов, марганец для повышения коррозионной стойкости, титан и хром для измельчения зерна, никель для повышения термической прочности, а кобальт, железо и висмут для улучшения обрабатываемости [2, 3,5].

Для получения литых сплавов, к Al добавляют кремний (Si) с содержанием его от 5 до 15 % в сплаве (Рисунок 1.1).

т, к

1400

1000

600

20

Si, % (ат.) 40 60 80

Ж i i i ^----

Ж+А1 / Ж+Si 997°С 98.8%- Si"'

у 577°С -99.5% 1

ч \ 1.65% Al+Si i I i i

Al i i i

t,°C

1127

727

327

Al

20 40 60 80 Si, % (по массе)

Si

Рисунок 1.1 - Диаграмма состояния сплавов Al - Si

Это улучшает некоторые свойства металла: увеличивает значение текучести и уменьшает размер усадки алюминия, поскольку объем Si увеличивается во время затвердевания [3, 8, 9]. Растворимость Si в сплаве равна около 1,65 % при температуре 577 градусов. C уменьшением скорости охлаждения микроструктура сплавов Al-Si изменяется от однородно распределенной эвтектики до микроструктуры, содержащей частицы кремния (Si) различной формы, размера и распределения. Уменьшение времени охлаждения, приводит к измельчению элементов структуры. При этом замечено, что более мелкие частицы Si приводят к повышению уровня прочности и пластичности [10]. Сплавы Al-Si трудно обрабатывать из-за присутствия твердой фазы Si [11]. Из марок, подходящих для наплавки, стоит отметить AlSi10Mg или, как его ещё по-другому называют - АК9ч. Не смотря на низкий показатель пластичности, он имеет высокий показатель механических (до 367 Мпа) и коррозионных свойств [12].

Помимо кремния в алюминий добавляют магний (Mg). Содержание Mg в Al обычно коррелирует с пределом текучести при растяжении (а02) и пределом прочности при растяжении (ав) напрямую; чем выше содержание Mg, тем выше

как показатель предела текучести, так и показатель предела прочности, но относительное удлинение при разрушении (55) уменьшается между 2% М^ [13] и 3% М§ [10] и снова немного увеличивается. А1-сплавы серии 5000, такие как св5083 и св5086, содержат большое количество М§ (> 3%) и широко используются в качестве листового проката для морского применения, например, для строительства судов. А1-М§-сплавы обычно размягчаются сразу после холодной обработки при комнатной температуре. В качестве улучшения коррозионной стойкости св5083 или св5086, разработаны специальные термические режимы обработки, такие как Н116 и Н321, для достижения и поддержания высокого уровня механических свойств. Растворимость М§ значительно уменьшается с понижением температуры [11]. Не растворенный Mg остается в микроструктуре в виде Ь-фазы А18М§5 (рисунок 1.2.).

10 20 30

Массовый процент магния

Рисунок 1.2 - Диаграмма состояния А1-М§ Это важно, так как особенно после обработки при повышенных температурах (50-150 градусов) и длительной выдержке Ь-фаза диффундирует преимущественно к границам зерен [14] и может образовывать непрерывные цепочки [10]. Эта диффузия значительно увеличивает восприимчивость к межкристаллитной коррозии и коррозионному растрескиванию под напряжением, поскольку Ь-фаза анодна по отношению к матрице А1 [14, 15,16].

Магний, как легирующий элемент, оказывает значительное влияние на фазовые превращения, например в таких системах, как алюминиево-скандиевых [17].

Кремний и магний являются непосредственными соседями Al в периодической таблице элементов с атомным номером 12 для Mg, 14 для Si и 13 для Л1. С другой стороны, у них отличаются кристаллические структуры, поскольку Al имеет гранецентрированную кристаллическую структуру, Si -кубическую гранецентрированную типа алмаза, а Mg - гексагональную структуру с плотной упаковкой.

Добавление марганца (Мп) в качестве легирующего элемента в сплавы AlMg улучшает коррозионную стойкость, а также повышает механическую и усталостную прочность [10,11]. Растворимость Мп значительно понижается при понижении температуры жидкого алюминия (рисунок 1.3) и имеет ограниченную растворимость в твердом растворе (максимальное значение 1,8%). Таким образом, эволюция вторичной фазы AlMn6 зависит от скорости затвердевания и последующей температуры отжига.

675-

О

870

790 --

к! О.

Н ПЗ

| 710

1) Н

630

/

/

' Бс

/

/ /'

4/ /' /''

—I-1-

Мп

670--

и 665-о

св

О.

>>

660

и с

Н

655 -■

+

2 6 10

Процент массовой растворимости

Расплав ^

/ Расплав + А13 Бс

а -А|+ Расплав /

:

а - А1 о -А1 +А135С

.11 11) 1Л 11| 1 Ш| 11 1 ц и п| 1 щ| и п| и Н{1111|И11

0.2 0.4 0.6 0.8

Массовый процент скандия

1.0

а)

б)

Рисунок 1.3 - a) Растворимость скандия и магния (Mg) в жидком алюминии (Л1 [17]; Ь) Частичная бинарная фазовая диаграмма Al-Sc [17, 19, 23] Скандий также хорошо известен своим потенциалом вызывать измельчение зерна структуры алюминиевых сплавов и, следовательно, улучшать механическое поведение материала [11, 17, 18, 19, 20, 21]. При обычных

производственных процессах, например, при литье, в сплавах А1 можно растворить только очень ограниченное содержание Sc, менее 0,3% от массы. Насыщенный твердый раствор с содержанием Sc более 1% может быть достигнут [17] путем увеличения скорости охлаждения во время затвердевания по крайней мере до 105К, но такой уровень охлаждения требует новых улучшенных методов производства, например, таких как прямое лазерное выращивание (ПЛВ). Важные эффекты основаны на образовании фазы АЬБс. Фаза AlзSc действует, с одной стороны, как ядра, вызывающие измельчение зерна во время кристаллизации расплава гиперэвтектического сплава [22], что означает, что чем больше ядер, тем мельче микроструктура [11]. С другой стороны, дополнительная термическая обработка вызывает распад пересыщенного твердого раствора с сегрегацией вторичных частиц АЬБс [22]. Эти мелкие, высоко- и очень плотнодисперсные осадки полностью когерентны с матрицей А1 в широком диапазоне температур [22], пока они очень малы. Основная задача любого процесса производства и термообработки заключается в том, чтобы сохранить эти осадки маленькими и избежать их роста или огрубления, а также подавить любое преждевременное выпадение АЬБс.

Еще одним из легирующих элементов алюминиевых сплавов является цирконий (7г). О растворимости 7г сообщается по-разному и его значение варьируется от 0,7 до 1 % при 660 °С [24]; тем не менее, большинство исследований согласны с тем, что 7г в целом растворим в фазе AЪSc. Цирконий, как и Sc, хорошо известен тем, что вызывает измельчение зерен [18], поскольку дисперсные фазы АЬ/г могут служить ядрами для равномерного и мелкозернистого затвердевания. В ранних исследованиях бинарных систем А1-Sc было обнаружено, что добавление 7г не только замедляет огрубление частиц АЬБс [17], но и стабилизирует их морфологию [25]. Фаза АЬ/г может создавать различные структуры и варьироваться от некогерентной до полностью когерентной в твердом растворе А1 [24]. По мимо этого, цирконий образует в фазе AlзSc фазу А13(7гх8с1-х), которая имеет даже более высокую когерентность с А1, чем АЬБс [26], а Sc может быть даже частично замещен 7г, сохраняя

примерно такую же микроструктуру. Несколько зарубежных исследователей [21, 27,28] подробно описали, сегрегацию 7г на частицах А1^с с образованием тонкой оболочки во время старения при температуре 450 градусов.

Бс, 7г и Мп также известны как переходные элементы, которые могут значительно повысить температуру рекристаллизации после термомеханической обработки. Дисперсные фазы типа А13Бс; А137г и А1Мп6 термически стабильны и остаются нерастворимыми при высоких температурах [11], что не мешает проводить термическую обработку готовых наплавляемых изделий.

1.2. Особенности формирования сплавов алюминия на примере лазерной

сварки

Прежде чем переходить к подробному рассмотрению методов лазерной наплавки алюминия, необходимо сказать несколько слов, про лазерную сварку алюминия, так как по сути, это те же физико-химические процессы воздействия высококонцентрированного источника энергии на сплав алюминия.

Лазерная сварка (ЛС) — это технология сварки, которая соединяет металлы с помощью лазерного луча в качестве источника нагрева, который обычно производится газовыми, волоконными или твердотельными лазерами. Различные конфигурации оптических устройств фокусируют луч, чтобы обеспечить высокую скорость сварки при высоком качестве шва. Сварка алюминиевых сплавов лазерным лучом, например, в аэрокосмической промышленности, была создана в 2000 году, что было вызвано растущим спросом на экономичную и весовую альтернативу клепке. Основные проблемы квалификации ЛС для аэрокосмических применений были связаны со стабильностью процесса и качеством процесса. В 1996 году исследователи обсудили [29] основные принципы и влияющие параметры для лазерной сварки алюминия. Авторы статьи [30] описали динамику сварочной ванны для алюминия, приводящую к дефектам сварного шва из-за изменения мощности лазера, а так же геометрии и положения фокуса. Были исследованы [31] процессы лазерной сварки сплавов А1 с помощью Nd:YAG лазеров для

автомобильной промышленности. Были проанализированы [32] влияния различных параметров процесса на качество сварки и стойкость материалов к образованию горячих трещин для различных составов Л1-сплава. Авторы статьи показали, что с увеличением отношения мощности лазера к диаметру фокуса P^df (в [29] это называется удельной мощностью), количество технологических пор уменьшается. На рисунке 1.4 показаны три типа режимов сварки, которые могут иметь место в процессах прямого лазерного выращивания.

Рисунок 1.4 - Режимы лазерной сварки и соотношение сторон согласно [33] На нем графически показано различие сварного шва в зависимости от соотношения АN (уравнение 1.1) глубины сварного шва dd к ширине сварного шва dw. Второй и третий вариант называют сваркой с переходной замочной скважиной и сваркой с глубоким проплавлением. Эти два типа сварки сопровождаются интенсивностью образования паров металла, на что указывает желтое или красное облако вокруг лазерного луча.

AN = dd/dw , (1.1)

Ванна расплава во время сварки первого типа остается нетронутой, и на сварку влияет только поглощающая способность поверхности материала. В режиме сварки с замочной скважиной или сварки с глубоким проплавлением степень энергетической связи является более доминирующим фактором. Ванна расплава, в зависимости от температуры испарения легирующих элементов при

высоких плотностях мощности, образует капилляр пара. Пар окружен расплавом, который затвердевает на обратной стороне пара. Результатом являются множественные лазерные отражения, что приводит к более высокому локальному поглощению. В литературе [31 - 35], различные режимы часто варьируются в зависимости от плотности мощности. Автор статьи [32] варьирует теплопроводность сварки между интенсивностями лазера от 10 = Е = 104 Вт/см2 до 105 Вт/см2, а сварка с глубоким проплавлением выше интенсивности 10 = Е > 106 Вт/см2. Согласно работе [35] сварка с глубоким проплавлением происходит уже при интенсивности в 105 Вт/см2 и при соотношении сторон А > 2. Эксперименты различных исследователей [32, 31,35] показывают, что в процессах прямого лазерного выращивания классификация интенсивности лазера и связанного с ней режима сварки еще более сложна, поскольку появляется гораздо больше факторов, которые локально изменяют соотношение сохранения энергии отражения, поглощения и пропускания энергии. Исследователи в работе [36] описали, что отношение мощности лазера к диаметру лазерного луча (Ротражает пороговые условия между теплопроводностью и сваркой с глубоким проплавлением для А1-сплавов. Этот подход действителен для скоростей сварки от 1,5 до 31 м/мин [32].

На динамику сварочных ванн со свободной поверхностью существенно влияют конвективные потоки из-за различных градиентов температуры и поверхностного натяжения в сварном шве, так называемой конвекции Марангони [37, 38, 29]. Скорость конвекционного потока Марангони находится в диапазоне нескольких метров в секунду и, следовательно, значительно превышает скорость наплавки Конвекционный поток Марангони для металлических сплавов обычно возникает из-за отрицательных градиентов

поверхностного натяжения ^ < 0 [38], как показано на рисунке 1.5. Сложные

движения расплава в процессах прямого лазерного выращивания моделируются и описываются в литературе [39].

Рисунок 1.5 - Схематический чертеж конвекции Марангони для ^^ < 0

Ширина сварочной ванны dw зависит главным образом от диаметра фокуса лазера df, а результирующая глубина сварного шва dd сильно зависит от выбранной скорости наплавки. Объем сварного шва очень мал по сравнению с объемом подложки, по крайней мере, для первого слоя в процессе наплавки. Таким образом, тепло может быстро передаваться на холодную подложку [38]. В литературе сообщается о скоростях охлаждения в пределах (104 - 106) К/с в зависимости от параметров процесса наплавки и зависящих от сплава теплофизических свойств. Однако геометрия детали и увеличение количества слоев снижают скорость охлаждения и изменяют процессы затвердевания. Во время затвердевания сварного шва, границы раздела твердого тела и жидкости играют важную роль и определяют результирующий режим затвердевания. В сварных швах существуют различные зоны, которые в целом различаются как жидкая зона (ЖЗ), частично расплавленная зона (ЧРЗ) (где жидкость и твердое вещество сосуществуют) и твердая зона (ТЗ). Применительно к процессам наплавки ТЗ равна основному материалу или подложке или зоне аддитивного выращивания, которая содержит предыдущие расплавленные слои. Затвердевание сварного шва из сплава А1 следует за быстрым охлаждением (рисунок 1.6), поскольку сварной шов существует в жидкой форме лишь короткое время, поэтому компенсация конвекции или диффузии на границе раздела затвердевания исключается [38,40]. Естественное переохлаждение означает, что кристаллизация замедляется и что расплав остается жидким, хотя фактическая температура расплава ниже температуры ликвидуса. В целом, можно предположить, что для сплавов А1 затвердевание во время сварки при

высоких скоростях охлаждения происходит двумя способами в соответствии с [41] и может быть неоднородным (столбчатым) дендритным, на границе раздела твердого тела или однородным равноосным (дендритным) в жидкой сварочной ванне. Однако с увеличением быстрого охлаждения повышается также равноосный рост, как описано в [40].

а) б)

Рисунок 1.6 - а) Увеличение показателя конституционального переохлаждения, приводящее к различному механизму роста зерна в частично расплавленной

зоне (ЧРЗ)

Ь) Твердая зона (ТЗ), частично расплавленная зона (ЧРЗ) и жидкая зона (ЖЗ) на общей фазовой диаграмме; обе иллюстрации в соответствии с [41] [37]

1.3. Примеры возможных методов аддитивного производства

Как уже говорилось, одним из распространённых методов производства изделий является наплавка материала. Широкое внедрение процесса наплавки (или как еще называют это направление - аддитивные технологии) позволяет: минимизировать временные затраты на производство готовой продукции, уменьшить производственный цикл, удешевить процесс производства и конечную стоимость продукта. Широкий список компаний из разных стран

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Еремеев Алексей Дмитриевич, 2023 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Totten GE, Mackenzie DS. Handbook of Aluminum: Physical Metallurgy and Processes. 1 ed. New York: CRC press; 2003.

2. Hosford WH. Physical Metallurgy. Second ed. United States of America: CRC Press; 2010.

3. Polmear IJ. Light alloys: metallurgy of the light metals. 3rd edition ed.

4. Brandt JL. Aluminum (Properties, physical metallurgy, and phase diagrams). Ohio: American Society for Metals ASM; 1967.

5. Tisza M. Physical metallurgy for engineers: ASM International and Fruend Publishing House Ltd.; 2002.

6. Aboulkhair NT, Esawi AMK. Effect of Milling Time and Annealing on the Mechanical Response of Mechanically Milled Aluminium. Adv Mater Res-Switz. 2012;445:815-20.

7. Choi HJ, Lee SW, Park JS, Bae DH. Tensile behavior of bulk nanocrystalline aluminum synthesized by hot extrusion of ball-milled powders. Scripta Materialia. 2008;59:1123-6.

8. Ion JC. Laser processing of engineering materials: Principles, Procedure and Industrial application. United Kingdom: El Sevier; 2005.

9. S. Kou. WELDING METALLURGY. John Wiley & Sons, Inc., Hoboken, New Jersey., 2003.

10. C. Kammer. Aluminium Taschenbuch Band 1. Aluminium Zentrale Düsseldorf, 1995.

11. F. Ostermann. Anwendungstechnologie Aluminium. Springer Verlag, 2007.

12. Алюминиевые сплавы; Г.Ф. Шеметев; Учебное пособие по курсу «Производство отливок из сплавов цветных металлов».

13. ASM editorial advisory board, editor. ASM Specialty Handbook: Aluminum and Aluminum Alloys. ASM International, 1993.

14. R. Goswani, , G. Spanos, P.S. Pao, and R.L. Holtz. Precipitation behaviour of the b phase in Al-5083. Materials Science and Engineering: A, pages 1089-1095, 2009.

15. fJ. Yan, N.M. Heckman, L. Velasco, and A. M. Hodge. Improve Sensitization and corrosion resistance of an Al-Mg alloy by optimization of grain boundaries. Scientic Reports www.natur.com, 2016.

16. R.K Gupta, R. Zhang, C.H.J. Davies, and N. Birbilis. Influence of Mg content on the sensitization and corrosion of Al-xMg (-Mn) alloys. Corrosion, 69(11): 10811087, 2013.

17. L.S. Toropova, D.G. ESkin, and M.L. Kharakterova und T.V. Dobatkina. Advanced Aluminum Alloys Containing Scandium. Gordon and Breach Science Publishers, 1998.

18. B.A. Parker, Z.F. Zhou, and P. Nolle. The effect of small additions of scandium on the properties of aluminium alloys. Journal of Material Science, pages 452458, 1995.

19. J. Roystein and N. Ryum. Scandium in aluminium alloys. International Materials Reviews, 50:19-44, 2005.

20. G. Tempus and K.H. Rendigs. Neue schweissbare Aluminiumlegierungen. DGLRTagung Bremen, 1998.

21. C. Fuller. Temporal Evolution of the Microstructures of Al(Sc,Zr) Alloys and Their Influences on Mechanical Properties. PhD thesis, Northwestern University, 2003.

22. V.G. Davydov, V.L. Elagin, V.V. Zakharov, and T.D. Rostova. Nonferrous Metals and Alloys - Alloying aluminum alloys with Sc and Zr additives. Metal Science and Heat Treatment, 1996.

23. J. L. Murray. The Al-Sc (aluminium-scandium) system. Journal of Phase Equilibria, 19(4):380-384, 1998.

24. C. Sigli. Zirconium Solubility in Aluminium Aloys. Proceedings of the 9th International Conference on Aluminium Alloys, pages 1353-1358, 2004.

25. C.B Fuller and D. N. Seidman. Temporal evolution of the nanostructure of Al(Sc,Zr) alloys: Part II-coarsening of Al3(Sc1xZrx) precipitates. Acta Materialia, 53:5415- 5428, 2005.

26. A.F. Norman, P.B. Prangnell, and R.S. McEwen. The solidification behaviour of dilute Aluminium-Scandium Alloys. Acta materialia, 46(16):5715-5732, 1998.

27. A. Tolley, V. Ramilovic, and U. Dahmen. Segregation in Al3(Sc,Zr) precipitates in Al-Sc-Zr alloys. Scripta Materialia, 53:621-625, 2005.

28. V. Radmilovic, A. Tolley, E.A. Marquis, M.D. Rossell, Z. Lee, and U. Dahmen. Monodisperse Al3(LiScZr) core/shell precipitates in Al alloys. Scripta Materialia, 58:529-532, 2008.

29. J. Rapp. Laserschweisseignung von Aluminiumwerkstoffen für Anwendungen im Leichtbau. PhD thesis, Universität Stuttgart, 1996.

30. M. Klassen. Prozessdynamik und resultierende Prozessinstabilitäten beim Laserstrahlschweissen von Aluminiumlegierungen. PhD thesis, Universität Bremen, 2000.

31. C. Schinzel. Nd:YAG-Laserstrahlscheissen von Aluminiumwerkstoffen für Anwendungen im Automobilbau. PhD thesis, Universität Stuttgart, 2002.

32. C. Heimerdinger. Laserstrahlschweissen von Aluminiumlegierungen für die Luftfahrt. PhD thesis, Universität Stuttgart, 2003.

33. Inc.s Amada Miyachi America. AMADA Laser Welding Fundamentals. http://www.amadamiyachi.com, Retrieved from 03-04-2018.

34. E. Brandl. Microstructural and mechanical properties of additive manufactured titanium (Ti-6Al-4V) using wire. PhD thesis, BTU Cottbus, 2010.

35. A.J. Birnesser. Prozessregelung beim Laserstrahlschweissen. PhD thesis, Universtiät Stuttgart, 2011.

36. M. Beck. Modellierung des Lasertiefschweissens. PhD thesis, Universität Stuttgart, 1996.

37. M.C. Tsai and S. Kou. Marangoni vonvection in weld pools with a free surface. International Journal for numerical methaods in fluids, 9(12):1503 - 1516, 1989.

38. R. Poprawe. Lasertechnik für die Fertigung. Springer, 2005.

39. Uggowitzer, R. Schaublin, F. Palm, and K. Wegener. Microstructural features of Sc- and Zr-modified Al-Mg alloys processed by selective laser melting. Materials and Design, 115:52-63, 2017. [8] E.A. Jagle, Z. Sheng.

40. S. Kou. WELDING METALLURGY. John Wiley & Sons, Inc., Hoboken, New Jersey., 2003.

41. B. Ilschner and R. Singer. Werkstoffwissenschaften und Fertigungstechnik. Springer, 2009.

42. H. Lockett, D. Jialuo, S.Williams, and F. Martina, \Design for wire + arc additive manufacture: Design rules and build orentation selection", Journal of Engineering Design, vol 28, no. 7-9, pp. 568;

43. D. Ding, Process planning for robotic wire ARC additive manufacturing.Wollongong: University of Wollongong, 2015.

44. L. Nan, \Design for wire and arc additive manufacturing: Development of design guidelines and an automation design tool", Master's thesis, Craneld: Craneld University, 2015.

45. S. Williams and F. Martina, \Wire + arc additive manufacturing", Materials Science and Technology, vol. 32, no. 7, pp. 641{647, 2015. doi: 10.1179/1743284715Y.0000000073.

46. J. Bralla, Design for Manufacturability Handbook. New York: McGraw-Hill, 1999.

47. J. Campbell, Castings Practice: The 10 Rules of Castings. Oxford: Elsevier/Butterworh-Heinemann, 2004.

48. E. Meli, A. Rindi, A. Ridol, R. Furferi, F. Buonamici, G. Iurisci, S. Corbo, and F. Cangioli, Design and production of innovative turbomachinery components via topology optimization and additive manufacturing", International Journal of Rotating Machinery, vol. 2019, 2019. doi: 10.1155/2019/9546831.

49. S. Dahat, \A methodology to parametrize wire + arc additive manufacturing applied to a high strength low alloy steel", Master's thesis, Trollh*attan: University West, 2019.

50. Thompson MK, Moroni G, Vaneker T, Fadel G, Campbell RI, Gibson I, et al. Design for Additive Manufacturing: Trends, opportunities, considerations, and constraints. CIRP Ann -Manuf Technol 2016;65:737-60. doi:10.1016/j.cirp.2016.05.004.

51. Martina F, Williams S. Wire + arc additive manufacturing vs . traditional machining from solid: a cost comparisonfrom solid : 2015.

52. Donoghue J, Antonysamy AA, Martina F, Colegrove PA, Williams SW, Prangnell PB. The effectiveness of combining rolling deformation with Wire-Arc Additive Manufacture on p-grain refinement and texture modification in Ti-6Al-4V. Mater Charact 2016;114:103-14. doi:10.1016/j.matchar.2016.02.001.

53. Williams SW, Martina F, Addison AC, Ding J, Pardal G, Colegrove P. Wire + Arc Additive Manufacturing. Mater Sci Technol 2016;32:641-7. doi:10.1179/1743284715Y.0000000073.

54. Gu D. Laser Additive Manufacturing (AM): Classification, Processing Philosophy, and Metallurgical Mechanisms. 2015. doi:10.1007/978-3-662-46089-4_2.

55. Xiong J, Zhang G. Online measurement of bead geometry in GMAW-based additive manufacturing using passive vision. Meas Sci Technol 2013;24. doi:10.1088/09570233/24/11/115103.

56. Geng H, Li J, Xiong J, Lin X, Zhang F. Optimization of wire feed for GTAW based additive manufacturing. J Mater Process Technol 2017;243:40-7. doi:10.1016/j.jmatprotec.2016.11.027.

57. Herzog D, Seyda V, Wycisk E, Emmelmann C. Additive manufacturing of metals. Acta Mater 2016;117:371-92. doi:10.1016/j.actamat.2016.07.019.

58. Qian, L. Influence of position and laser power on thermal history and microstructure of direct laser fabricated Ti-6Al-4V samples / L. Qian, J. Mei, J. Liang & X. Wu // Materials Science and Technology - 2013 - Vol. 21. - Issue 5. - P. 597-605.

59. Babkin Konstantinb, Kovchik Antonb, Arkhipov Andreyb, Gushchina Marina, Development of laser metal deposition process for a large IN625 part using small

trial samples. 11th CIRP Conference on Photonic Technologies [LANE 2020] on September 7-10, 2020.

60. M.O.Gushchina, O.G.Klimova-Korsmik, G.A.Turichin, Direct laser deposition of Cu-Mo functionally graded layers for dissimilar joining titanium alloys and steels; Materials Letters Volume 307, 15 January 2022, 131042.

61. Д.В. Гращенков, Б.В. Щетанов, И.Ю. Ефимочкин, Развитие порошковой металлургии жаропрочных материалов; ВИАМ/2011-205750, январь 2011.

62. А.Г. Евгенов, С.И. Щербаков, А.М. Рогфлев, Опроование порошков жаропрочных сплавов ЭП718 и ЭП648 производства ФГПУ «ВИАМ» для ремонта деталей гтд методом лазерной газопорошковой наплавки; авиационные материалы и технологии, №S1 (43) 2016.

63. Charlotte de Formanoir Sébastien Michotte, Olivier Rigo, Lionel Germain, Stéphane Godet Electron beam melted Ti-6Al-4V: Microstructure, texture and mechanical behavior of the as-built and heat-treated material// Materials Science & Engineering A 652 (2016) 105-119.

64. Gleb Turichin, K D Babkin, E V Zemlyakov, Analysis of distortion during laser metal deposition of large parts; 10th CIRP Conference on Photonic Technologies [LANE 2018].

65. A M Vildanov, K D Babkin, E V Zemlyakov and M O Gushchina. The effects of beam oscillation on the quality of laser deposited metal parts. IOP Conf. Series: Journal of Physics: Conf. Series 1109 (2018).

66. Gleb Turichin, Evgeniy Zemlyakov, Konstantin Babkin, Sergey Ivanov, Artur Vildanov. Laser metal deposition of Ti-6Al-4V alloy with beam oscilliation. 10th CIRP Conference on Photonic Technologies [LANE 2018]. Procedia CIRP 74 (2018) 184-187.

67. И.И. Новиков, В.С. Золоторевский, В.К. Портной и др. Металловедение, т. 1. М.:-МИСиС, 2009, 496 с.

68. 103 И.Н. Шиганов, С.В. Шахов, А.А. Холопов. Лазерная сварка алюминиевых сплавов авиационного назначения. Вестник МГТУ им. Н.Э. Баумана. Сер. "Машиностроение". 2012, С. 34-50.

69. А.В. Поздняков, В.С. Золоторевский, М.Г. Хомутов. Горячеломкость литейных алюминиевых сплавов. Монография. Москва, МИСиС, 2014, 88с.;

70. A.D. Eremeev, I.A. Tsibulskiy, A.D. Akhmetov; Studying the layer structure formation in laser additive manufacturing with AlMg6 alloy wire; Journal of Physics: Conference Series 1891 012034.

71. Knapp, G.L.; Mukherjee, T.; Zuback, J.S.; Wei, H.L.; Palmer, T.A.; De, A.; DebRoy, T. Building blocks for a digital twin of additive manufacturing. Acta Mater. 2017, 135, 390-399.

72. Caiazzo, F.; Alfieri, V. Simulation of laser-assisted directed energy deposition of aluminum powder: Prediction of geometry and temperature evolution. Materials 2019, 12, 2100.

73. Panda, B.K.; Sarkar, S.; Nath, A.K. 2D thermal model of laser cladding process of Inconel 718. Mater. Today Proc. 2021, 41, 286-291.

74. Ansari, M.; Martinez-Marchese, A.; Huang, Y.; Toyserkani, E. A mathematical model of laser directed energy deposition for process mapping and geometry prediction of Ti-5553 single-tracks. Materialia 2020, 12, 100710.

75. Wang, D.; Li, T.; Shi, B.; Wang, H.; Xia, Z.; Cao, M.; Zhang, X. An analytical model of bead morphology on the inclined substrate in coaxial laser cladding. Surf. Coat. Technol. 2021, 410, 126944.

76. Ilya Udin, Ekaterina Valdaytseva and Nikita Kislov. Numerical Estimation of the Geometry of the Deposited Layers during Direct Laser Deposition of Multi-PassWalls. Metals 2021, 11, 1972.

77. T. DebRoy, H.L. Wei, T. МиШфе, J.W. Elmer, A.M. Beese, A. Wilson-Heid, A. Ded, W. Zhang. Additive manufacturing of metallic; Progress in Materials Science 92 (2018) 112-224.

78. John C. Lippold. Welding Metallurgy and Weldability. Wiley 2015.

79. Sindo Kou. WELDING METALLURGY SECOND EDITION.

80. Carter LN, Martin C, Withers PJ, Attallah MM. The influence of the laser scan strategy on grain structure and cracking behaviour in SLM powder-bed fabricated nickel superalloy. J Alloy Comp 2014; 615:338-47.

81. Basu B, Date AW. Rapid solidification following laser melting of pure metals— I. Study of flow field and role of convection. Inter J Heat Mass Transf 1992; 35(5):1049-58.

82. Loretto MH, Godfrey AB, Hu D, Blenkinsop PA, Jones IP, Cheng TT. The influence of composition and processing on the structure and properties of TiAl-based alloys. Intermetall 1998; 6(7-8):663-6.

83. T. DebRoy, H.L. Wei, J.S. Zuback, T. Mukherjee, J.W. Elmer, J.O. Milewski, A.M. Beese, A. Wilson-Heid, A. Ded, W. Zhang. Additive manufacturing of metallic components//Process, structure and properties. Progress in Materials Science 92 (2018) 112-224.

84. Amine T, Newkirk JW, Liou F. Investigation of effect of process parameters on multilayer builds by direct metal deposition//Appl Therm Eng 73 (1) (2014) 50011.

85. Hu YP, Chen CW, Mukherjee K. Measurement of temperature distributions during laser cladding process//J Laser Appl 12(3) (2000) 126-30.

86. T.G. Spears, S.A. Gold, In-procress sensing in selective laser melting (SLM) additive manufacturing, Integr. Mater. Manuf. Innov. 5 (2016) 2.

87. Wei HL, Elmer JW, DebRoy T. Three-dimensional modeling of grain structure evolution during welding of an aluminum alloy//Acta Mater 126 (2017) 413-25;

88. Kurz W, Giovanola B, Trivedi R. Theory of microstructural development during rapid solidification//Acta Metall 34(5) (1986) 823-30.

89. Origin of grain orientation during solidification of an aluminum alloy H.L. Wei, J.W. Elmer, T. DebRoy Acta Materialia Acta Materialia 115 (2016) 123-131.

90. Parimi LL, A RG, Clark D, Attallah MM. Buzunova A. D. My <3 Microstructural and texture development in direct laser fabricated IN718. Mater Charact 2014;89:102-11.

91. Bhattacharya S, Dinda GP, Dasgupta AK, Mazumder J. A comparative study of microstructure and mechanical behavior of CO2 and diode laser deposited Cu-38Ni alloy. J Mater Sci 2014;49(6):2415-29.

92. Yadollahi A, Shamsaei N, Thompson SM, Seely DW. Effects of process time interval and heat treatment on the mechanical and microstructural properties of direct laser deposited 316L stainless steel. Mater Sci Eng A 2015;644:171-83.

93. Thijs L, Kempen K, Kruth JP, Van Humbeeck J. Fine-structured aluminium products with controllable texture by selective laser melting of pre-alloyed AlSi10Mg powder. Acta Mater 2013;61(5): 1809-19.

94. Dinda GP, Dasgupta AK, Mazumder J. Texture control during laser deposition of nickel-based superalloy. Scripta Mater 2012;67(5):503-6.

95. Frazier WE. Metal Additive Manufacturing: A Review. Journal of Materials Engineering and Performance. 2014;23:12.

96. Weingarten C, Buchbinder D, Pirch N, Meiners W, Wissenbach K, Poprawe R. Formation and reduction of hydrogen porosity during selective laser melting of AlSi10Mg. Journal of Materials Processing Technology. 2015;221:112-20.

97. Aluminum: properties and physical metallurgy. Ohio: American society for metals; 1984.

98. Li Y, Gu D. Parametric analysis of thermal behavior during selective laser melting additive manufacturing of aluminum alloy powder. Materials & Design. 2014;63:856-67.

99. Dadbakhsh S, Hao L. Effect of Al alloys on selective laser melting behaviour and microstructure of in situ formed particle reinforced composites. Journal of Alloys and Compounds. 2012;541:328-34.

100. Kempen K, Thijs L, Yasa E, Badrossamay M, Verheecke W, Kruth J-P. Process optimization and microstructural analysis for selective laser melting of AlSi10Mg. Solid Freeform Fabrication Symposium. Texas, Austin, USA2011. p. 484-95.

101. Zheng L, Liu Y, Sun S, Zhang H. Selective laser melting of Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si alloy: Investigation on the resultant microstructure and hardness. Chinese Journal of Aeronautics. 2015;28:564-9.

102. Prashanth KG, Scudino S, Klauss HJ, Surreddi KB, Löber L, Wang Z, Chaubey A K, Kühn U, Eckert J. Microstructure and mechanical properties of Al-12Si

produced by selective laser melting: Effect of heat treatment. Materials Science and Engineering: A. 2014;590:153-60.

103. Ma P, Prashanth KG, Scudino S, Jia YD, Wang HW, Zou CM, Wei Z J, Eckert J. Influence of Annealing on Mechanical Properties of Al-20Si Processed by Selective Laser Melting. Metals. 2014;4:28-36.

104. Brandl E, Heckenberger U, Holzinger V, Buchbinder D. Additive manufactured AlSi10Mg samples using Selective Laser Melting (SLM): Microstructure, high cycle fatigue, and fracture behavior. Materials & Design. 2012;34:159-69.

105. Buchbinder D, Schleifenbaum H, Heidrich S, Meiners W, Bultmann J. High Power Selective Laser Melting (HP SLM) of Aluminum Parts. Physics Procedia. 2011;12, Part A:271-8.

106. Kanagarajah P, Brenne F, Niendorf T, Maier HJ. Inconel 939 processed by selective laser melting: Effect of microstructure and temperature on the mechanical properties under static and cyclic loading. Materials Science and Engineering: A. 2013;588:188-95.

107. Song B, Dong S, Coddet P, Liao H, Coddet C. Fabrication of NiCr alloy parts by selective laser melting: Columnar microstructure and anisotropic mechanical behavior. Materials & Design. 2014;53:1-7.

108. Takaichi A, Suyalatu, Nakamoto T, Joko N, Nomura N, Tsutsumi Y, Migita S, Doi H, Kurosu S, Chiba A, Wakabayashi N, Igarashi Y, Hanawa T. Microstructures and mechanical properties of Co-29Cr-6Mo alloy fabricated by selective laser melting process for dental applications. Journal of the Mechanical Behavior of Biomedical Materials. 2013;21:67-76.

109. Attar H, Calin M, Zhang LC, Scudino S, Eckert J. Manufacture by selective laser melting and mechanical behavior of commercially pure titanium. Materials Science and Engineering: A. 2014;593:170-7.

110. Edwards P, Ramulu M. Fatigue performance evaluation of selective laser melted Ti-6Al-4V. Materials Science and Engineering: A. 2014;598:327-37.

111. Read N, Wang W, Essa K, Attallah MM. Selective laser melting of AlSilOMg alloy: Process optimisation and mechanical properties development. Materials & Design. 2015;65:417-24.

112. Wang XJ, Zhang LC, Fang MH, Sercombe TB. The effect of atmosphere on the structure and properties of a selective laser melted Al-12Si alloy. Materials Science and Engineering: A. 2014;597:370-5.

113. Siddique S, Imran M, Wycisk E, Emmelmann C, Walther F. Influence of process-induced microstructure and imperfections on mechanical properties of AlSi12 processed by selective laser melting. Journal of Materials Processing Technology. 2015;221:205-13.

114. Bartkowiak K, Ullrich S, Frick T, Schmidt M. New Developments of Laser Processing Aluminium Alloys via Additive Manufacturing Technique. Physics Procedia. 2011;12, Part A:393-401.

115. Zhang B, Liao H, Coddet C. Effects of processing parameters on properties of selective laser melting Mg-9%Al powder mixture. Materials & Design. 2012;34:753-8.

116. Prashanth KG, Damodaram R, Scudino S, Wang Z, Prasad Rao K, Eckert J. Friction welding of Al-12Si parts produced by selective laser melting. Materials & Design. 2014;57:632-7.

117. Riemer A, Leuders S, Thöne M, Richard HA, Tröster T, Niendorf T. On the fatigue crack growth behavior in 316L stainless steel manufactured by selective laser melting. Engineering Fracture Mechanics. 2014;120:15-25.

118. González R, González A, Talamantes-Silva J, Valtierra S, Mercado-Solís RD, Garza-Montes-de-Oca NF, Colás R. Fatigue of an aluminium cast alloy used in the manufacture of automotive engine blocks. International Journal of Fatigue. 2013;54:118-26.

119. Eliahu Zahavi, Torbilo V. Fatigue design - Life expectancy of machine parts: CRC Press; 1996.

120. Suresh S. Fatigue of materials. 2nd ed: Cambridge University Press; 1998.

121. Kwai S. Chan, Marie Koike, Robert L. Mason, Okabe T. Fatigue Life of Titanium Alloys Fabricated by Additive Layer Manufacturing Techniques for Dental Implants. Metallurgical and Materials Transactions A. 2013;44.

122. 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;56:371-8.

123. Rajan; TV, Sharma; CP, Sharma A. Heat Treatment: Principles and Techniques. second edition ed. New Delhi: PHI Learning Private Limited; 2011.

124. Biedunkiewicz A, Figiel P, Biedunkiewicz W, Grzesiak D, Krawczyk M, Gabriel-Polrolniczak U. Mechanical Properties of Metal Matrix Nanocomposites Synthesized by Selective Laser Melting Measured by Depth Sensing Indentation Technique. Key Eng Mater. 2014; 586:83-6.

125. Prashanth KG, Shakur Shahabi H, Attar H, Srivastava VC, Ellendt N, Uhlenwinkel V, Eckert J, Scudino S. Production of high strength Al85Nd8Ni5Co2 alloy by selective laser melting. Additive Manufacturing. 2015; 6:1-5.

126. ГОСТ 19440-94 Порошки металлические. Определение насыпной плотности. Часть 1. Метод с использованием воронки. Часть 2. Метод волюмометра Скотта.

127. ГОСТ Р 53228-2008 Весы неавтоматического действия. Часть 1. Метрологические и технические требования. Испытания (с Изменением N 1).

128. ГОСТ 1497-84 Металлы. Методы испытаний на растяжение. с.14.

129. ГОСТ 11701-84 Металлы. Методы испытаний на растяжение тонких листов и лент. С.5.

130. ГОСТ Р ИСО 6507-1-2007 Металл и сплавы. Измерение твердости по Виккерсу.

131. Xiao R, Zhang X. Problems and issues in laser beam welding of aluminum-lithium alloys. Journal of Manufacturing Processes. 2014; 16:166- 75.

132. Ciurana J, Hernandez L, Delgado J. Energy density analysis on single tracks formed by selective laser melting with CoCrMo powder material. International Journal of Additive Manufacturing Techologies. 2013; 68:1103- 10.

133. Main defects observed in aluminum alloy parts produced by SLM: From causes to consequences Cassiopée Galy, Emilie Le Guen, Eric Lacoste, Corinne Arvieu Additive Manufacturing 22 (2018) 165-175.

134. N. T. Aboulkhair, N. M. Everitt, I. Ashcroft, C. Tuck. Reducing porosity in AlSi10Mg parts processed by selective laser melting. International Journal of Additive Manufacturing. Volumes 1-4, October 2014, Pages 77-86

135. Pupo Y, Delgado J, Serenó L, Ciurana J. Scanning Space Analysis in Selective Laser Melting for CoCrMo Powder. Procedia Engineering. 2013; 63:370-8.

136. Yadroitsev I, Smurov I. Surface Morphology in Selective Laser Melting of Metal Powders. Physics Procedia. 2011; 12, Part A:264-70.

137. Pan Jiangang, Yuan Bo, Ge Jinguo, Ren yu. Influence of arc mode on the microstructure and mechanical properties of 5356 aluminum alloy fabricated by wire arc additive manufacturing. Journal of Materials Research and Technology. 2022; 20:1893-1907.

138. Sen Li, Lin-Jie Zhang, Jie Ning, Xiang Wang. Comparative study on the microstructures and properties of wire+arc additively manufactured 5356 aluminium alloy with argon and nitrogen as the shielding gas. Additive Manufacturing. 2020; 34:101206.