Особенности формирования структуры и свойств композитов на основе сплава Fe и Cu, изготовленных электронно-лучевым аддитивным способом тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 00.00.00, кандидат наук Осипович Ксения Сергеевна

• Осипович Ксения Сергеевна
• кандидат наук
• 2023

Оглавление диссертации кандидат наук Осипович Ксения Сергеевна

ВВЕДЕНИЕ

1. Электронно-лучевой способ как эффективный метод формирования композиционных материалов

1.1 Анализ диаграмм состояния и растворимости Бе- и Си-сплавов

1.2 Классификация аддитивных способов

1.3 Распространенные дефекты, возникающие при использовании аддитивных способов изготовления

1.4 Физические основы аддитивого способа изготовления материалов

1.5 Анализ литературы, посвященный изделиям на основе сплава железа и меди, изготовленных электронно-лучевым аддитивным способом

2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1. Материалы исследования и экспериментальные методики

2.1.1. Объекты и предмет исследования

2.1.2. Методика получения гетерогенных материалов и композиционных материалов с резким и плавным интерфейсом

2.2. Методика исследований

2.2.1. Металлографические исследования

2.2.2. Исследования методом просвечивающей электронной микроскопии

2.2.3. Рентгеноструктурные исследования

2.2.4. Исследования механических свойств

2.2.5. Метод корреляции цифровых изображений

3. Особенности формирования материалов на основе одного металла/сплава,

изготовленных электронно-лучевым аддитивным способом

3.1. Структура и свойства образцов на основе Си, изготовленных электроннолучевым аддитивным способом

3.2 Структура и свойства образцов на основе сплава Бе, изготовленных электронно-лучевым аддитивным способом

3.3 Особенности формирования материалов на основе одного металла/сплава электронно-лучевым аддитивным способом

4. Особенности формирования структуры композиционных материалов системы сплава

Бе и Си, изготовленных электронно-лучевым аддитивным способом

4.1. Композиционные материалы системы сплава Fe и ^ с резкой границей

интерфейса, изготовленные электронно-лучевым аддитивным способом

4.2 Композиционные материалы системы сплава Fe и Cu с плавной границей интерфейса, изготовленные электронно-лучевым аддитивным способом

4.3 Гетерогенные материалы системы сплава Fe и Cu, изготовленные электронно-лучевым аддитивным способом

ВЫВОДЫ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

ВВЕДЕНИЕ

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Особенности формирования структуры и свойств композитов на основе сплава Fe и Cu, изготовленных электронно-лучевым аддитивным способом»

Актуальность

Композиционный материал изготавливается из двух или более компонентов с существенно различными физическими и/или химическими свойствами, которые в сочетании приводят к появлению нового материала с характеристиками, отличными от характеристик отдельных компонентов и не являющимися простой их суперпозицией. Композиционные материалы имеют уникальный функционал, недоступный для используемых стандартных металлов и сплавов. При изготовлении композиционных материалов следует учитывать различия в физических и химических свойствах используемых разнородных материалов. Значительные отличия, например, в значениях коэффициента теплового расширения и теплопроводности неизбежно вызывает большую деформацию и остаточные напряжения, что может приводить к образованию трещин при кристаллизации материала. Разнородные материалы должны образовывать прочное соединение в зоне контакта, не иметь дефектов в виде трещин, пор и т. д. При возникновении подобных несплошностей композиционные материалы утрачивают требуемые параметры механических или эксплуатационных свойств. В связи с этим экспериментальное изучение физической природы и свойств композиционных материалов, создание физических основ технологии получения материалов с определенными свойствами представляют собой передовую концепцию развития современной индустрии и являются перспективными для аэрокосмической, автомобильной промышленности, медицины и энергетики. Например, изготовление псевдосплавов из меди и стали, в которых умеренная температура плавления, теплопроводность и коэффициент теплового расширения меди сочетаются с высокой прочностью стали, могут обеспечить уникальные функциональные и рабочие свойства материала. Аддитивные способы открывают недостижимые ранее возможности проектирования и конструирования готовых изделий различного назначения, на основе недоступных ранее высококачественных полиметаллических материалов, мультиметаллических композиций, имеющих переменный структурно-фазовый состав и обеспечивающих градиенты свойств в объеме изготавливаемого изделия, что может определять совершенно новую комбинацию характеристик готовых изделий. Изучение физической природы и механизмов формирования таких материалов с использованием различных способов и подходов, анализ взаимосвязи структуры и свойств - всё это играет важную роль при изготовлении композитов. Одним из актуальных на сегодняшний день вопросов физики конденсированного состояния разработка научных основ формирования микроструктуры металлов и сплавов при использовании аддитивных способов

формирования изделий. Основной технической задачей исследований является расширение спектра материалов, которые подходят для изготовления бездефектных изделий при аддитивном способе. Фундаментальная задача заключается в разработке научных представлений о закономерностях и механизмах формирования структуры таких материалов на различных масштабных уровнях.

Степень разработанности темы исследования

В настоящее время публикации по изготовлению композиционных материалов электронно-лучевым способом увеличиваются в индексируемых журналах, что подтверждает актуальность исследований. Множество работ посвящено изготовлению изделий с помощью других аддитивных методов, например, селективного лазерного спекания или сплавления порошков и т. д. Кроме этого, для изготовления композиционных материалов используется плазменное напыление или наплавка, прессование порошков, обработка трением с перемешиванием. Несмотря на то, что в литературе представлены теоретические и экспериментальные исследования, позволяющие установить количественную связь параметров изготовления изделия с его механическими и эксплуатационными свойствами, в основном все экспериментальные данные проведены на мономатериалах, изготовленных другими аддитивными способами. При этом остаются вопросы, связанные с особенностями формирования структуры при варьировании дизайна интерфейса в композиционных материалах, полученных проволочным электронно-лучевым способом. Процессы, происходящие в ванне расплава и на фронте кристаллизации, свойственные данному методу, существенно отличаются как по локализации во времени, так и в пространстве от воздействия параметров изготовления, используя стандартные методы.

Цель

Выявление особенностей формирования структуры и свойств композиционных материалов на основе сплава Fe и изготовленных электронно-лучевым аддитивным способом.

Задачи:

1. Установить особенности формирования структуры аддитивно изготовленных образцов на основе сплава Fe и ^ во взаимосвязи с их механическими свойствами.

2. Отработать способ получения композиционных материалов на основе сплава Fe и ^ в условиях нестационарной металлургии, реализуемой при использовании электроннолучевого аддитивного способа.

3. Выявить особенности формирования структуры в композиционных материалах на основе сплава Fe и Си, изготовленных в условиях нестационарной металлургии, реализуемой при использовании электронно-лучевого аддитивного способа.

4. Определить механические свойства и особенности разрушения образцов композиционных материалов на основе сплава Fe и Си с различной структурой интерфейса, изготовленных электронно-лучевым аддитивным способом.

Новизна

1. Впервые получены композиты с различной структурой интерфейса между используемыми разнородными материалами электронно-лучевым аддитивным способом.

2. Выявлено уменьшение ферритной фазы в 1,7-1,9 раза в композиционных материалах вблизи интерфейса за счет стабилизации медью y-Fe.

3. Показано, что эволюция деформационного рельефа в композиционных материалах протекает с формированием шейки как в медной, так и в железной областях.

4. Проведено исследование дислокационной субструктуры, её параметров, определяющих вклады упрочнения в гетерогенных композитах на основе сплава Fe и изготовленных электронно-лучевым аддитивным способом.

5. Обнаружено, что наличие остаточных внутренних напряжений, накапливаемых во время изготовления композиционных материалов, приводит к самостоятельному упрочению материала за счёт различных дислокационных субструктур в зависимости от содержания сплава у^^г, №).

Теоретическая значимость

Работа направлена на исследование особенностей формирования многоуровневой структуры материала электронно-лучевым аддитивным способом с целью достижения необходимого сочетания физико-механических характеристик, обеспечивающих требуемый комплекс свойств.

Практическая значимость

Полученные результаты являются основой для разработки технологии создания неразъёмных соединений для производства изделий, в том числе трибокомпозитов, упрочнённых медных деталей, сердечников короткозамкнутых роторов электрических машин с использованием проволочного электронно-лучевого аддитивного способа для получения интерфейсных соединений на основе сплава Fe и Методология и методы исследования

В работе представлены различные методы исследования структуры: на макроуровне с помощью оптической металлографии; на микроуровне с использованием просвечивающей, растровой электронной и лазерной сканирующей микроскопии.

Фазовый состав определяли с использованием рентгеноструктурного анализа. Были проведены механические испытания с помощью измерения значений микротвёрдости и испытания на одноосное растяжение.

Положения, выносимые на защиту

1. Закономерности формирования структуры сплава у-Ре(Сг,№) при послойном нанесении материала в условиях нестационарного электронно-лучевого аддитивного способа, характеризующейся двухфазным состоянием с высокой долей (до 20%) остаточного феррита.

2. Механизм подавления роста крупных вытянутых зёрен меди в композиционных материалах при электронно-лучевом аддитивном способе, обусловленный наличием включений сплава у-Ре(Сг, N1) за счёт конвективного перемешивания.

3. Модель формирования границы интерфейса между компонентами композиционных материалов, в основе которой лежит сочетание диффузионных и конвективных процессов, с наличием по обе стороны от неё двухфазной области, состоящей из взаимопроникающих включений в матричный материал, образованием крупных аустенитных дендритов железа и неправильной формы зерен меди, с последующим выпадением наноразмерных частиц на основе меди.

4. Совокупность экспериментальных данных, свидетельствующих, что увеличение содержания сплава у-Ре(Сг, №) от 10 % до 75 % в гетерогенных материалах способствует росту предела прочности от 250 МПа до 525 МПа преимущественно за счёт субструктурного упрочнения, которое приводит к изменению видов дислокационных скоплений от сетчатых к клубковым в зёрнах меди.

Достоверность полученных в работе экспериментальных результатов и обоснованность положений, выносимых на защиту, а также выводов, сделанных в работе, обеспечена использованием современных методов исследования структуры, фазового состава и физико-механических свойств материалов, использованием аттестованного оборудования, статистической обработкой результатов измерений, соответствием полученных результатов, имеющимся в литературных источниках. Апробация

Основные результаты работы были доложены и обсуждены на следующих конференциях и семинарах: Международный семинар «Передовые технологии в материаловедении, машиностроении и автоматизации», г. Красноярск, 2019; Международная конференция «Перспективные материалы с иерархической структурой для новых технологий и надежных конструкций», г. Томск, 2019; V Всероссийский научный семинар «Междисциплинарные проблемы аддитивных технологий», г. Томск,

2019; Международная конференция «Физическая мезомеханика. Материалы с многоуровневой иерархически организованной структурой и интеллектуальные производственные технологии», г. Томск, 2020; XVIII Международная конференция студентов, аспирантов и молодых ученых «Перспективы развития фундаментальных наук», г. Томск, 2021; Международная конференция «Физическая мезомеханика. Материалы с многоуровневой иерархически организованной структурой и интеллектуальные производственные технологии» г. Томск, 2021; XIX Международная конференция студентов, аспирантов и молодых учёных «Перспективы развития фундаментальных наук» Россия, Томск, 2022 г.; Международная конференция «Физическая мезомеханика материалов. Физические принципы формирования многоуровневой структуры и механизмы нелинейного поведения» Россия, Томск 2022 г.

Публикации

Результаты диссертационной работы изложены в 20 работах из них - в 2-ух статьях журнала из перечня ВАК, в 18-ти статьях журналов, индексируемых в базах данных Web of Science и Scopus, 4 из которых опубликованы в изданиях первого квартиля (Q1), 1 из которых опубликованы в изданиях второго квартиля (Q2), 2 в изданиях третьего квартиля (Q3), 1 в изданиях четвёртого квартиля (Q4) [1-20].

Личный вклад соискателя состоит в совместной с научным руководителем постановке и обсуждении цели и задач, планировании и проведении экспериментальных исследований, обсуждении и интерпретации полученных данных, подготовке научных статей, в активном участии в конференциях и семинарах.

Работа выполнена в рамках

Представленная диссертационная работа выполнялась при финансовой поддержке РФФИ в рамках научного проекта № 20-32-90173; государственного задания ИФПМ СО РАН, тема номер FWRW-2019-0034; государственного задания ИФПМ СО РАН, тема номер FWRW-2019-0004; РНФ № 22-19-00578 «Разработка научно-технических основ создания 3D функционально-градиентных конструкций из разнородных металлов и сплавов с использованием высокопроизводительной электронно-лучевой аддитивной технологии»; РНФ № 22-29-01601 «Механизмы in-situ управления структурно-фазовым состоянием сплавов в процессе электронно-лучевой аддитивной проволочной технологии»; научной школы НШ-1174.2022.4 «Нестационарная металлургия высокопроизводительных аддитивных процессов. Управление анизотропией структуры и свойств».

Структура и объём

Диссертационная работа состоит из введения, 4 глав, выводов, списка литературы из 158 наименований. Всего 160 страниц, в том числе 109 рисунков и 13 таблиц.

Соответствие диссертации паспорту специальности

По своим целям, задачам, методам исследования, содержанию и научной новизне соответствует п. п. 1, 3 и 6 Паспорта специальности 1.3.8. Физика конденсированного состояния (физико-математические науки).

1. Электронно-лучевой способ как эффективный метод формирования

композиционных материалов

Сегодня аддитивные способы изготовления широко используются из-за их многочисленных преимуществ перед традиционными способами. Производство материалов с помощью аддитивных спобосов значительно увеличивает как эффективность изготовления, так и снижает материальные затраты. Одним из наиболее многообещающих примеров этих технологий является метод наплавки металлической проволоки электронным пучком, который в основном применяется в аэрокосмической и авиационной промышленности. В последние годы мы наблюдаем повышенный интерес к разработке изделий из нескольких материалов (композиционных материалов), предлагающих различные свойства (например, механические, термические, электрические), оптимизацию веса и снижение затрат. Такие изделия могут в полной мере использовать преимущества уникального свойства каждого материала, из которого изготовлены. Это может изменить традиционную производственную парадигму, в которой деталь обычно изготавливается из одного материала и, следовательно, обладает одним уникальным свойством.

1.1 Анализ диаграмм состояния и растворимости Ее- и Си-сплавов

Для разработки новых материалов и технологий необходимо опираться на анализ диаграмм состояний, которые являются практически единственной научной основой для решения этой задачи. Современные перспективные материалы довольно сложны по своему составу, поэтому особое значение имеют диаграммы состояния трех- и многокомпонентных систем. Между тем в настоящее время наиболее полно изучены одно- и двухкомпонентные системы. Выяснение механизмов, позволяющих управлять важными механическими свойствами материалов, прочностью и пластичностью, требует проведения комплексных исследований структуры. Структурно-фазовые преобразования, происходящие при охлаждении расплава, отражаются на диаграммах состояния. Кроме того, диаграммы «состав-свойства» являются научной основой разработки сплавов и технологии получения готовых изделий. Сведения о характере физико-химического взаимодействия элементов в системах и закономерности изменения свойств сплавов в зависимости от их фазового состава позволяют выбрать наиболее рациональные пути легирования сплавов и объяснить природу их упрочнения.

Диаграмма состояния системы меди и железа изучалась многими исследователями. Данные о полной или частичной смешиваемости этих материалов в жидком состоянии противоречивы. Железо - d-переходный металл серебристого цвета [21]. Температура

плавления - 1539 ° С. Удельный вес - 7,86 г/см3. Наиболее существенной особенностью железа является его полиморфизм (рисунок 1.1).

Рисунок 1.1 - Полиморфные модификации железа при различных температурах [21].

В твердом состоянии железо может находиться в двух модификациях - а и у. Полиморфные превращения происходят при температурах 911 °С и 1392 °С. При температуре ниже 911 °С и выше 1392 °С существует а-Ре (феррит) с объемно-центрированной кубической решеткой. Свойства феррита близки к свойствам железа. Он мягок (твердость - 80 - 130 НВ, временное сопротивление - Ов = 300 МПа) и пластичен (относительное удлинение - 5 = 50 %), магнитен до 768 °С [22]. В сталях может существовать в виде сетки (разной толщины, в зависимости от содержания углерода), зерен (малоуглеродистые стали), пластин или игл (видманштетт) [23, 24]. В интервале температур 911 ... 1392 °С устойчивым является у-Ре (аустенит) с гранецентрированной кубической решеткой. Аустенит имеет твердость 180 НВ, пластичен (относительное удлинение - 5 = 40 . 50 %), парамагнитен. Под микроскопом выглядит как светлые полиэдрические зерна с двойниками. При превращении а^-у наблюдается уменьшение объема, так как решетка у-Ре имеет более плотную упаковку атомов, чем решетка а-Ре. При охлаждении во время превращения у^-а наблюдается увеличение объема. В интервале температур 1392 ... 1539 °С высокотемпературное а-Fe называют 5-Fe (феррит). Высокотемпературная модификация а-Fe не представляет собой новой аллотропической формы. При температуре ниже 768 °С железо ферромагнитно, а выше - парамагнитно. Точку 768 °С, соответствующую магнитному превращению, т.е. переходу из

ферромагнитного состояния в парамагнитное называют точкой Кюри. Модификация у-Бе парамагнитна [23]. Железо в этой форме обладает невысокой твердостью (80 НВ) и прочностью (временное сопротивление - Ов = 250 МПа, предел текучести -00,2 = 120 МПа) и высокими характеристиками пластичности (относительное удлинение -5 = 50 %, а относительное сужение - у = 80 %). Свойства могут изменяться в некоторых пределах в зависимости от величины зерна.

Железо характеризуется высоким модулем упругости, наличие которого проявляется и в сплавах на его основе, обеспечивая высокую жесткость деталей из этих сплавов. Железо со многими элементами образует растворы: с металлами - растворы замещения, с углеродом, азотом и водородом - растворы внедрения. Таким образом, в сплаве железо-медь в зависимости от концентрации химических элементов и температуры нагрева в структуре присутствуют фазы: а-Ре, у-Ре, 5-Ре и 8-Си. Диаграмма состояния железо-медь представлена на рисунке 1.2 [25]. Интерметаллидные соединения на основе железа и меди не образуются, но возможно растворение ограниченного количества меди (~ 5,8 % при температуре 1083 °С в у-Бе, растворимость железа в меди достаточно низкая (~ 2,8 % при температуре 1083° С) [26].

\>(помассе)

Рисунок 1.2 - Фазовая диаграмма Fe-Cu [26].

Твердый раствор на основе меди (8-Си), содержащий 2,39 ат. % Бе, обладает гранецентрированной кубической кристаллической решеткой. Результатом его образования является увеличение параметра кристаллической решетки меди с 3,6076 до 3,6092 А. Параметр решетки твердого раствора на основе железа при растворении меди также увеличивается с 2,8662 до 2,8682 А [27]. При охлаждении сплавов в соответствии с

линией ликвидуса в интервале температур от 1538 до 1094 °С происходит первичная кристаллизация с образованием фаз у-Ре, 5-Fe и s-Cu. Наблюдается два перитектических превращения при 1480 °С и 1094 ° С, которые сопровождаются реакциями:

Ж89,7мас%Fe + 5-Fe93,2мас%Fe ^ y-Fe92,6мас.%Fe

и Ж2,8мас.%Fe + y-Fe92мас.%Fe ^ в-Cu4мас.%Fe.

В сплавах с концентрацией меди от 8 до 92 % при охлаждении ниже температуры 1094 °С заканчивается процесс кристаллизации, обеспечивающий формирование структуры в виде сплава из двух компонентов, которые не способны к взаимному растворению в твердом состоянии и не вступают в химическую реакцию с образованием соединений, то есть к образованию механической смеси двух твердых растворов железа и меди. При температуре 850 °С имеет место эвтектоидное превращение, протекающее по реакции [21, 24-25]:

y-Fe97,9мас%Fe = а-Fe98,6мас%Fe + 6-Cщ,3мас%Fe.

Температура 760 °С соответствует магнитному превращению в сплавах [23, 26]. Анализ исследований, проведённых авторами работы [27], показал, что при переохлаждении сплавов системы Fe-Cu на 100 °С или более, наблюдается расслоение жидкой фазы. Область расслоения симметрична относительно оси, соответствующей эквиатомному составу сплава.

Так как в дальнейшем в качестве материалов исследования будут выбраны чистая медь и сплав на основе железа, аустенитная сталь, то необходимо рассмотреть тройные диаграммы. По методу оптимальных проекций построена ориентировочная диаграмма плавкости системы Cu-Fe-Ni-Cr путем проектирования тетраэдра на одну из координатных плоскостей [26]. На рисунке 1.3 представлены тройные диаграммы Fe-Ni-Cr и Cu-Fe-Ni, что позволяет рассматривать области кристаллизации фаз, примыкающих к железному и никелевому углам диаграмм.

Рисунок 1.3 - Ориентировочная диаграмма плавкости системы Cu-Fe-Ni-Cr: а - сплавы, обогащенные железом и никелем; б - сплавы, обогащенные никелем и медью; в - сплавы, обогащенные никелем и хромом 1 - сплавы Fe-Ni-Cr, 2 - сплавы Cu-Fe-Ni [26].

На рисунке 1.3 совмещены системы Fe-Ni-Cr и Cu-Fe-Ni и дает возможность рассматривать сплавы, обогащенные никелем и хромом. Температура плавления сплавов со средним содержанием компонентов одинаково хорошо определяются по любой из представленных диаграмм [26]. В литературных источниках содержится ряд исследований по сварке меди/стали с использованием разных методов [28], например, дуговая сварка инертным газом с неплавящимся вольфрамовым электродом [29], электронно-лучевая сварка [30], лазерная сварка [31] и сварка взрывом [32]. Tan и др. [33] продемонстрировали наличие в электронно-лучевой сварке меди с аустенитными нержавеющими сталями таких дефектов, как пустоты. Chen и др. [31,34] наблюдали трещины на диске нержавеющей стали/меди - аналогичном соединении, изготовленном методом лазерной сварки. Однако очевидно, что все процессы высокоэнергетической сварки плавлением страдают от основных недостатков, а также больше экспериментальных трудностей связаны с процессами твердотельной сварки для соединения системы сплавов стали и меди.

1.2 Классификация аддитивных способов

На данный момент существует немного работ [29-37] по изучению свойств соединений на основе системы сплавов стали и меди, изготовленных аддитивными способами. Прежде чем рассматривать полученные коллегами результаты, рассмотрим классификацию аддитивных способов и их отличие от традиционных технологий. Ранее эти технологии назывались «технологиями быстрого прототипирования» (от английского

- Rapid Prototyping), однако термин довольно быстро устарел и в настоящее время не отражает в полной мере реальной сути. Методами «быстрого прототипирования» сейчас изготавливаются вполне коммерческие изделия, которые уже нельзя назвать прототипами

- имплантаты и эндопротезы, инструменты и литейные формы, детали самолётов и спутников, и многое другое. Аддитивные способы предполагают изготовление (построение) физического объекта (детали) методом послойного нанесения (добавления, англ. - «add») материала, в отличие от традиционных методов формирования детали, за счёт удаления (subtraction - вычитание) материала из массива заготовки.

В международном сообществе устоявшейся классификации аддитивным способам пока не принято. Различные авторы подразделяют их по следующим методам, например, по способу формирования слоя (рисунок 1.4): • формирование слоя

High energy beam (laser/ electron beam)

Powder bed

High energy beam (laser or electnc arc)

Melt pool

3D component

Substrate

Powder feed-

Substrate

— (Wire feed)

3D component

б

а

Рисунок 1.4 - Методы формирования слоя при построении модели: а - сплавление порошкового слоя; б - осаждение материала при помощи направленного

энергетического воздействия [38].

Первое из перечисленного, пожалуй, единственное принципиальное отличие: Bed Deposition и Direct Deposition. «Bed Deposition» предполагает поверхность («bed»), на которой сначала формируют слой, а затем в этом слое отверждают (фиксируют) строительный материал. При использовании данной технологии сначала насыпают на рабочеую поверхность (подложку) порошковый материал, разравнивают его с помощью

ролика, формируя ровный слой материала определенной толщины. Затем выборочно (селективно) обрабатывают порошок в сформированном слое лазером или иным способом, скрепляя частички порошка в соответствии с текущим сечением исходной модели (рисунок 1.4 а). «Direct Deposition» можно перевести как «прямое или непосредственное осаждение (материала)», т.е. направление энергии и осаждение материала в конкретную точку построения. Иными словами, в отличие от первого вида, здесь не формируется слой строительного материала на поверхности («bed») платформы, а материал подается в конкретное место, куда в данный момент времени подводится энергия и где идет процесс формирования детали. В Direct Deposition металлический порошок или проволока коаксиально подается в ванну расплава, сформированную высокоэнергетическим лучом (лазер или электрическая дуга) для последовательного формирования расплавленных слоев на подложке (рисунок 1.4 б).

• применяемые строительные (модельные) материалы (жидкие, сыпучие, полимерные, металлические и т. д.);

Используемые материалы во многом определяют назначение и области использования. В настоящее время спектр применяемых материалов очень широк и постоянно увеличивается: фотополимерные смолы, пластмасса, металл, композиты, нейлон, фотополимеры, искусственный камень, песчаник, бетон, дерево, глина, пищевое сырье, лекарственные материалы, биоматериалы и др.

Библиотека коммерчески доступных металлов в настоящее время очень разнообразна. Причем некоторые металлы, которые могут не подходить для изготовления аддитивными способами, могут быть химически адаптированы. На основе этого можно выделить основные группы металлов, применяемых в аддитивных способах: однокомпонентные материалы или чистые металлы (Ni, Al, Ti, W, Cu и др.); многокомпонентные материалы (ЖС6У, бронза, ВТ6 и др.) низко- и высоколегированные (стали) [38]. На сегодняшний день наиболее распространенными являются композиты, предварительно легированные материалами: на основе Fe, на основе Al, на основе Ti, на основе Co и на основе Ni [39], в то время как такие элементы, как Cr, Mo оказались полезной легирующей добавкой для печати.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Осипович Ксения Сергеевна, 2023 год

• - /

• ■+-■- г — -»- ---1-

Тенденция изменения теоретического и рассчитанного значения предела текучести в зависимости от состава гетерогенных образцов, изготовленных электронно-лучевым аддитивным способом, говорит о том, что качественная оценка влияния вкладов механизмов упрочнения произведена корректна (Рисунок 4.61 б).

Выше было отмечено, что дисперсные частицы когерентные с матрицей выделяются в зернах во время термоциклирования при выращивании гетерогенного образца, в связи с пересыщением твердого раствора (Рисунок 4.56). Дисперсионное упрочнение когерентными частицами описывается моделью Мотта-Набарро [158]:

(31)

где G - модуль сдвига; / - объемная доля когерентных частиц; 5ь - параметр несоответствия кристаллической решетки матрицы и когерентных частиц, определяемый по формуле:

где ач - период решетки когерентной частицы (для расчета использовались табличные значения); ам - период решетки матрицы, полученный экспериментально из рентгенограмм. В образцах Cu-10%Fe дисперсные частицы отсутствуют, поэтому прироста предела текучести за счет дисперсионного упрочнения в них не происходит (Рисунок 4.60 б). Из таблицы 13 и рисунка 4.61 а видно, что наибольший прирост происходит в Cu-75%Fe, что обусловлено большей объемной долей частиц (Рисунок 4.60 б).

Качественная оценка особенностей формирования интерфейсов позволяет сопоставить между собой дислокационные субструктуры с составом композиционных материалов. Количественная оценка и экспериментальные измерения параметров дислокационной субструктуры каждого типа позволят получить сведения о накоплении дислокаций в каждой из субструктур и проследить их эволюцию не только в исходном состоянии сразу после роста, но и в процессе пластической деформации. Такие данные являются важными при установлении вклада субструктурного упрочнения в упрочнение композимционных материалов и будут произведены в дальнейшем.

149 ВЫВОДЫ

В результате исследования особенностей формирования структуры композиционных материалов на основе сплава Fe и Cu в условиях нестационарного электронно-лучевого аддитивного способа сформулированы следующие выводы:

1. Установлено, что образцы на основе сплава y-Fe(Cr, Ni), полученные электроннолучевым аддитивным способом, характеризуются двухфазным состоянием - ГЦК- и ОЦК-Fe.

2. Показано, что при электронно-лучевом аддитивном способе средний размер зерна в матрице меди уменьшается до 30 мкм, за счет образования дополнительных центров кристаллизации, которыми служат включения сплава y-Fe(Cr, Ni).

3. Показано, что легирующие элементы, входящие в состав сплава y-Fe(Cr, Ni), за время затвердевания металла (0,26 с) при печати электронно-лучевым аддитивным способом не успевают продиффундировать в матрицу меди.

4. Показано, что за счет стабилизации медью y-Fe содержание ферритной фазы может быть уменьшено в композиционных материалах вблизи границы интерфейса в 1,7-1,9 раза.

5. Оценка вкладов механизмов упрочнения выявила прирост предела текучести преимущественно за счёт дислокационного и дисперсионного упрочнения при увеличении содержания сплава y-Fe(Cr, Ni) до 75 % в композиционных материалах, изготовленных электронно-лучевым аддитивным способом.

6. Проволочным электронно-лучевым аддитивным способом получены образцы с различной структурой интерфейса между сплавом y-Fe(Cr, Ni) и Cu, и широким спектром механических свойств.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Osipovich K.; Vorontsov A.; Chumaevskii A.; Moskvichev E.; Zakharevich I.; Dobrovolsky A.; Sudarikov A.; Zykova A.; Rubtsov V.; Kolubaev E. Features of Microstructure and Texture Formation of Large-Sized Blocks of C11000 Copper Produced by Electron Beam Wire-Feed Additive Technology // Materials (Basel). - 2022. - V. 15. - Р. 814

2. Kibitkin V., Vorontsov A., Osipovich K., Shamarin N., Chumaevskii A., Rubtsov V., Moskvichev E., Savchenko N. and Kolubaev E. Characterizing the Tensile Behavior of Double Wire-Feed Electron Beam Additive Manufactured "Copper-Steel" Using Digital Image Correlation // Metals. - 2022. - V. 12(11). - Р. 1797

3. Osipovich K.S.; Nikonov S.Y.; Zakharevich I. V.; Zhukov L.L. Formation of the Structure in Bimetals of С11000 Copper and 321 Stainless Steel by Drip and Layer-by-Layer Methods at Wire-Feed Electron Beam Additive Manufacturing // AIP Conf. Proc. - 2022. -2509. - P. 020152.

4. Zakharevich I.; Chumaevskii A. V.; Osipovich K.S.; Nikonov S.Y.; Rubtsov V.E.; Zhukov L.L.; Kushnarev Y. V. Features of C11000 Copper Products Formation by Wire-Feed Electron Beam Additive Manufacturing // AIP Conf. Proc. - 2022. - 2509. - 020212.

5. Osipovich K.; Vorontsov A.; Chumaevskii,A.; Gurianov D.; Shamarin N.; Savchenko N.; Kolubaev E. Characterization of a Bimetallic Multilayered Composite "Stainless Steel/Copper" Fabricated with Wire-Feed Electron Beam Additive Manufacturing // Metals (Basel). - 2021. -V 11. - Р. 1151

6. Osipovich K.S., Gurianov D.A., Chumaevsky A. V. Influence of 3D-Printing Parameters on Bimetallic Products Manufacturing Process of Cu-Fe System // IOP Conf. Ser. Mater. Sci. Eng. IOP Publishing. - 2021. - V. 1079. - P. 042089.

7. Osipovich K.S.; Chumaevskii A.V.; Kalashnikov K.N. The Influence of Alloying Elements on the Formation of the Interfacial of a Fe-Cu Bimetal Produced by Wire-Feed Electron Beam Additive Manufacturing // In Proceedings of the Journal of Physics: Conference Series. - 2021. - Vol. 1989. - Р. 012014.

8. Osipovich K.S., Knyazhev E.O., Chumaevskii A.V., Nikonov S.Yu., and Kolubaev E.A. Influence of friction surface direction of the heterogeneous composites based on Cu-Fe for tribological and mechanical behavior // Russian Physics Journal. - 2022. - V. 65. - Р. 14041410.

9. Osipovich K.S.; Astafurova E.G.; Chumaevskii A.V.; Kalashnikov K.N.; Astafurov S.V.; Maier G.G.; Melnikov E.V.; Moskvina V.A.; Panchenko M.Y.; Tarasov S.Y.; et al. Gradient Transition Zone Structure in "Steel-Copper" Sample Produced by Double Wire-Feed Electron Beam Additive Manufacturing // J. Mater. Sci. - 2020. - V. 55. - P. 9258-9272.

10. Osipovich K.S.; Chumaevskii A.V.; Gusarova A.V.; Kalashnikov K.N.; Kolubaev E.A. Mechanical Properties of Steel- Copper Polymetal Manufactured by the Wire-Feed Electron-Beam Additive Technology // High Temp. Mater. Process. - 2020. - V. 24. - P. 91-98.

11. Osipovich K.S.; Kalashnikov K.N. Regularities of the Formation of the Polymetallic Samples of the Fe-Ti, Fe-Cu-Ti System, Produced by the Wire-Feed Electron Beam Additive Manufacturing // In Proceedings of the AIP Conference Proceedings. - 2020. - V. 2310. - P. 020234.

12. Osipovich K.S. Features of Particle Formation in the Bimetal Sample of the Fe-Cu System, Produced by the Wire-Feed Electron Beam Additive Manufacturing // In Proceedings of the AIP Conference Proceedings. - 2020. - V. 2310. - P. 020233.

13. Osipovich K.S., Kalashnikov K.N., Vorontsov A. V. Alloying effect of Ti-6Al-4V on composite of 321 stainless steel fabricated by electron beam additive manufacturing // IOP Conf. Ser. Mater. Sci. Eng. Institute of Physics Publishing. - 2019. - V. 537. - Р. 022075.

14. Osipovich K.S.; Chumaevskii A.V.; Eliseev A.A.; Kalashnikov K.N.; Kolubaev E.A.; Rubtsov V.E.; Astafurova E.G. Peculiarities of Structure Formation in Copper/Steel Bimetal Fabricated by Electron-Beam Additive Technology // Russ. Phys. J. - 2019. - V. 62. - P. 14861494.

15. Калашников К.Н., Чумаевский А.В., Калашникова Т.А., Осипович К.С., Колубаев Е.А. Закономерности структурообразования при формировании макродефектов в процессе локальной нестационарной металлургии // Известия высших учебных заведений. Физика. - 2020. - T. 63. - № 6. - C. 57-62.

16. Osipovich K.S.; Vorontsov A.V.; Zhukov L.L. Structure and Mechanical Properties of Polymetallic Samples from 321 Stainless Steel and C11000 Copper Obtained by the Electron-Beam 3D-Printing // In Proceedings of the AIP Conference Proceedings. - 2019. - V. 2167. - P. 020256.

17. Osipovich K.S.; Gurianov D.A.; Ivanov A.N. Microstructure of the 321 Stainless Steel Samples Obtained by Electron-Beam 3D-Printing // In Proceedings of the AIP Conference Proceedings. - 2019. - V. 2167. - P. 020254.

18. Osipovich K.S.; Kalashnikov K.N.; Beloborodov V.A. Mechanical Properties of 321 Stainless Steel Samples Obtained by Electron-Beam Additive Manufacturing // In Proceedings of the AIP Conference Proceedings. - 2019. - V. 2167. - P. 020255.

19. Осипович К.С., Чумаевский А.В., Елисеев А.А., Калашников К.Н., Колубаев Е.А., Рубцов В.Е., Астафурова Е.Г. Закономерности формирования структуры биметалла сталь/медь, полученного методом электронно-лучевой аддитивной технологии // Известия высших учебных заведений. Физика. - 2019. - T. 62. - № 8. - C. 166-174.

20. Osipovich K., Chumaevskii A., Fortuna S., Gurianov D., Kolubaev E. Self-organization of the dislocation substructure in heterogeneous Cu-Fe(Cr, Ni) materials of various compositions during double-wire electron beam additive manufacturing. - Materials Letters. - 2023. - (Prepr)

21. Диаграммы состояния двойных металлических систем: Справочник: В 3 т.: / Под общ. ред. Н.П. Лякишева. // М.: Машиностроение. - 1996. - Т. 1- 498 с.

22. Фомичев В.Т., Ермакова Т.А., Акатьев В.В. Диаграммы состояния трехкомпонентных систем // Методическое пособие: Изд-во ВолГУ. - 2018. - 36 с.

23. Бобырь С.В. Фазовые и структурные превращения в богатых железом сплавах системы Fe-C-C / С.В. Бобырь, Н.И. Репина, П.Д. Грушко // Фундаментальные и прикладные проблемы черной металлургии: сб. науч. тр. - Днепропетровск : НАН Украины, 2005. - Вып. 10. - С. 261-267.

24. ГОСТ 8233-56 Сталь. Эталоны микроструктуры. BEC 4-94. - введ. 1957-07-01. -М.: ИПК Издательство стандартов. - 2004

25. Двойные и многокомпонентные системы на основе меди / Под ред. Шухардина С.В. // Наука. - 1979. - 247 с

26. Диаграммы состояния двойных и многокомпонентных систем на основе железа: справочник / под ред. О.А. Банных, М.Е. Дрица. - М. : Металлургия, 1986. - 224 с.

27. Чикова О.А. et al. Вязкость расплавов системы Fe-Cu // Неорганические материалы. - 2014. - V. 50. - P. 692-696.

28. Luo J. et al. Radial friction welding interface between brass and high carbon steel // J. Mater. Process. - 2012. - V. 212. - P. 385-392.

29. Munitz A. Metastable liquid phase separation in tungsten inert gas and electron beam copper/stainless-steel welds // J. Mater. Sci. - 1995. - V. 30. - P. 2901-2910.

30. Kar J., Roy, S.K., Roy, G.G. Effect of beam oscillation on electron beam welding of copper with AISI-304 stainless steel // J. Mater. Process. Technol. - 2016. - V. 233. - P. 174185.

31. Chen S. et al. Microstructural characteristics of a stainless steel/copper dissimilar joint made by laser welding // Metall. Mater. Trans. A. - 2013. - V. 44. - P. 3690-3696.

32. Han L. et al. Investigation on the properties of nanostructured Cu alloy prepared by mechanical milling and reactive hot-pressing // J. Alloys Compd. - 2018. - V. 742. - P. 284289.

33. Tan C. et al. Interfacial characteristic and mechanical performance of maraging steel-copper functional bimetal produced by selective laser melting based hybrid manufacture // Mater. Des. - 2018. - V. 155. - P. 77-85.

34. Chen S. et al. Influence of processing parameters on the characteristics of stainless

steel/copper laser welding // J. Mater. Process. Technol. - 2015. - V. 222. - P. 43-51.

35. Imran M.K., Masood, S.H., Brandt, M. Direct Metal Deposition of H13 Tool Steel on Copper Alloy Substrate: Parametric Investigation // Lasers Manuf. Mater. Process. - 2015. - V. 2. - P. 242-260.

36. Zykova A., Chumaevskii A., Vorontsov A., Kalashnikov K., Gurianov D., Gusarova A., Kolubaev E. Evolution of microstructure and properties of Fe-Cu, manufactured by electron beam additive manufacturing with subsequent friction stir processing // Materials Letters. -2022. - V. 307. - P. 131023.

37. Shu X. et al. Microstructure evolution of copper/steel gradient deposition prepared using electron beam freeform fabrication // Mater. Lett. - 2018. V. 213. - P. 374-377.

38. Liu Z. et al. Additive manufacturing of metals: Microstructure evolution and multistage control // J. Mater. Sci. Technol. - 2021. - V. 100. - P. 224-236.

39. Basak A., Das S. Epitaxy and Microstructure Evolution in Metal Additive Manufacturing // Annual Reviews. - 2016. - V. 46. - P. 125-149.

40. Pfeiffer S. et al. Direct laser additive manufacturing of high performance oxide ceramics: A state-of-the-art review // J. Eur. Ceram. - 2021. - V. 41. - P. 6087-6114.

41. Cooke S. et al. Metal additive manufacturing: Technology, metallurgy and modelling // J. Manuf. Process. - 2020. - V. 57. - P. 978-1003.

42. Xiao Z. et al. Crashworthiness design for functionally graded foam-filled bumper beam // Adv. Eng. - 2015. - V. 85. - P. 81-95.

43. Hofmann D.C. et al. Compositionally graded metals: A new frontier of additive manufacturing // J. Mater. Res. - 2014. - V. 29. - P. 1899-1910.

44. Shamsaei N. et al. An overview of Direct Laser Deposition for additive manufacturing; Part II: Mechanical behavior, process parameter optimization and control // Addit. Manuf. -2015. - V. 8. - P. 12-35.

45. Martukanitz R. et al. Toward an integrated computational system for describing the additive manufacturing process for metallic materials // Addit. Manuf. - 2014. - V. 1-4. - P. 5263.

46. Sames W.J. et al. The metallurgy and processing science of metal additive manufacturing // Taylor & Francis. - 2016. - V. 61. - P. 315-360.

47. Bourell D. et al. Materials for additive manufacturing // CIRP Ann. - 2017. - V. 66. - P. 659-681.

48. Kok Y. et al. Anisotropy and heterogeneity of microstructure and mechanical properties in metal additive manufacturing: A critical review // Mater. Des. - 2018. - V. 139. - P. 565-586.

49. Puebla K. et al. Effect of Melt Scan Rate on Microstructure and Macrostructure for

Electron Beam Melting of Ti-6Al-4V // Mater. Sci. Appl. - 2012. - V. 3. - P. 259-264.

50. Mukherjee T. et al. Printability of alloys for additive manufacturing // Sci. Report. -

2016. - V. 6. - P. 1-8.

51. Kruth J.P. et al. Selective laser melting of iron-based powder // J. Mater. Process. Technol. - 2004. - V. 149. - P. 616-622.

52. Wu A.S. et al. An Experimental Investigation into Additive Manufacturing-Induced Residual Stresses in 316L Stainless Steel // Metall. Mater. Trans. A. - 2014. - V. 45. - P. 62606270.

53. Qi T. et al. Selective laser melting of Al7050 powder: Melting mode transition and comparison of the characteristics between the keyhole and conduction mode // Mater. Des. -

2017. - V. 135. - P. 257-266.

54. Yin J. et al. High-power laser-matter interaction during laser powder bed fusion // Addit. Manuf. - 2019. - V. 29. - P. 100778.

55. Fabbro R. Melt pool and keyhole behaviour analysis for deep penetration laser welding // J. Phys. D. Appl. Phys. IOP Publishing. - 2010. - V. 43. - P. 445501.

56. Dezfoli A.R.A. et al. Determination and controlling of grain structure of metals after laser incidence: Theoretical approach // Sci. Reports - 2017. - V. 7. - P. 1-11.

57. Qiu C. et al. On the role of melt flow into the surface structure and porosity development during selective laser melting // Acta Mater. - 2015. - V. 96. - P. 72-79.

58. Khairallah S.A. et al. Laser powder-bed fusion additive manufacturing: Physics of complex melt flow and formation mechanisms of pores, spatter, and denudation zones // Acta Mater. - 2016. - V. 108. - P. 36-45.

59. Gunenthiram V. et al. Experimental analysis of spatter generation and melt-pool behavior during the powder bed laser beam melting process // J. Mater. Process. - 2018. - V. 251. - P. 376-386.

60. Li S. et al. Relationship between spatter formation and dynamic molten pool during highpower deep-penetration laser welding // Appl. Surf. Sci. - 2014. - V. 303. - P. 481-488.

61. DebRoy T. et al. Additive manufacturing of metallic components - Process, structure and properties // Prog. Mater. Sci. - 2018. - V. 92. - P. 112-224.

62. Svensson L.-E., Gretoft B., Bhadeshia .H.K.D. An analysis of cooling curves from the fusion zone of steel weld deposits. // Scand. J. Metall. - 1986. - V. 15. - P. 97-103.

63. Manvatkar V., De A., DebRoy T. Heat transfer and material flow during laser assisted multi-layer additive manufacturing // J. Appl. Phys. AIP Publishing. - 2014. - V. 116. - P. 124905.

64. Hu Y.P., Chen C.W., Mukherjee, K. Measurement of temperature distributions during

laser cladding process // J. Laser Appl. - 2000. - V. 12. - P. 126.

65. Xing J., Sun J., Gao Y. Novel measurement method for selective laser sintering transient temperature field // 3rd Int. Symp. Adv. Opt. Manuf. Test. Technol. - 2007. - V. 6723. - P. 67234N.

66. Hu D., Kovacevic R. Sensing, modeling and control for laser-based additive manufacturing // Int. J. Mach. - 2003. - V. 43. - P. 51-60.

67. Doubenskaia M., Pavlov M., Chivel Y. Optical System for On-Line Monitoring and Temperature Control in Selective Laser Melting Technology // Key Eng. Mater. - 2010. - V. 437. - P. 458-461.

68. Mukherjee T., Zhang W., DebRoy T. An improved prediction of residual stresses and distortion in additive manufacturing // Comput. Mater. Sci. - 2017. - V. 126. - P. 360-372.

69. Yin H., Felicelli S.D. Dendrite growth simulation during solidification in the LENS process // Acta Mater. - 2010. - V. 58. - P. 1455-1465.

70. Kurz W., Giovanola B., Trivedi R. Theory of microstructural development during rapid solidification // Acta Metall. - 1986. - V. 34. - P. 823-830.

71. Sindo K. Weld Metal Solidification II: Microstructure withing Grains // Weld. Metall. -2003. - V. 199. - P. 199-215.

72. Li Y., Gu D. Thermal behavior during selective laser melting of commercially pure titanium powder: Numerical simulation and experimental study // Addit. Manuf. - 2014. - V. 14. - P. 99-109.

73. Kurz W., Fisher D.J. Dendrite growth at the limit of stability: tip radius and spacing // Acta Metall. - 1981. - V. 29. - P. 11-20.

74. Liu S., Shin Y.C. Additive manufacturing of Ti6Al4V alloy: A review // Mater. Des. -2019. - V. 164. - P. 107552.

75. Momeni S. et al. Selective electron beam melting of a copper-chrome powder mixture // Mater. Lett. - 2018. - V. 223. - P. 250-252.

76. Liu S. et al. Microstructure prediction of selective laser melting AlSi10Mg using finite element analysis // Mater. Des. - 2018. - V. 142. - P. 319-328.

77. Zhang F. et al. Microstructure and mechanical properties of Ti-2Al alloyed with Mo formed in laser additive manufacture // J. Alloys Compd. - 2017. - V. 727. - P. 821-831.

78. Dinda G.P. et al. Microstructural Characterization of Laser-Deposited Al 4047 Alloy // Metall. Mater. Trans. A. - 2012. - V. 44. - P. 2233-2242.

79. Kuo Y.L., Horikawa S., Kakehi K. The effect of interdendritic 5 phase on the mechanical properties of Alloy 718 built up by additive manufacturing // Mater. Des. - 2017. - V. 116. - P. 411-418.

80. Sun Z. et al. Reducing hot tearing by grain boundary segregation engineering in additive manufacturing: example of an AlxCoCrFeNi high-entropy alloy // Acta Mater. - 2021. - V. 204.

- P.116505.

81. Aboulkhair N.T. et al. 3D printing of Aluminium alloys: Additive Manufacturing of Aluminium alloys using selective laser melting // Prog. Mater. Sci. - 2019. - V. 106. - P. 100578.

82. Mughrabi H. Dislocation wall and cell structures and long-range internal stresses in deformed metal crystals // Acta Metall. - 1983. - V. 31. - P. 1367-1379.

83. Liu L. et al. Dislocation network in additive manufactured steel breaks strength-ductility trade-off // Mater. Today. - 2018. - V. 21. - P. 354-361.

84. Jägle E.A. et al. Precipitation Reactions in Age-Hardenable Alloys During Laser Additive Manufacturing // JOM 2016 683. - 2016. - V. 68. - P. 943-949.

85. Gorsse S. et al. Additive manufacturing of metals: a brief review of the characteristic microstructures and properties of steels, Ti-6Al-4V and high-entropy alloys // Taylor & Francis.

- 2017. - V. 18. - P. 584-610.

86. Hong S.I., Laird C. Mechanisms of slip mode modification in F.C.C. solid solutions // Acta Metall. Mater. - 1990. - V. 38. - P. 1581-1594.

87. Dehoff R.R. et al. Site specific control of crystallographic grain orientation through electron beam additive manufacturing // Taylor & Francis. - 2014. - V. 31. - P. 931-938.

88. Raghavan N. et al. Localized melt-scan strategy for site specific control of grain size and primary dendrite arm spacing in electron beam additive manufacturing // Acta Mater. - 2017. -V. 140. - P. 375-387.

89. Kucerovâ L. et al. Hybrid parts produced by deposition of 18Ni300 maraging steel via selective laser melting on forged and heat treated advanced high strength steel // Addit. Manuf. -2020. - V. 32. - P. 101108.

90. Cormier D., Harrysson O., West H. Characterization of H13 steel produced via electron beam melting // Rapid Prototyp. J. - 2004. - V. 10. - P. 35-41.

91. Kumar S., Pityana S. Laser-Based Additive Manufacturing of Metals // Adv. Mater. Res.

- 2011. - V. 227. - P. 92-95.

92. Bajaj P. et al. Steels in additive manufacturing: A review of their microstructure and properties // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. - V. 772. - P. 138633.

93. Tarasov S.Y. et al. Microstructural evolution and chemical corrosion of electron beam wire-feed additively manufactured AISI 304 stainless steel // J. Alloys Compd. - 2019. - V. 803.

- P. 364-370.

94. Astafurova E.G. et al. Microstructure and grain growth inhomogeneity in austenitic steel

produced by wire-feed electron beam melting: the effect of post-building solid-solution treatment // J. Mater. Sci. - 2020. - V. 55. - P. 9211-9224.

95. Feng Y. et al. The double-wire feed and plasma arc additive manufacturing process for deposition in Cr-Ni stainless steel // J. Mater. Process. Technol. - 2018. - V. 259. - P. 206-215.

96. Herzog D. et al. Additive manufacturing of metals // Acta Mater. - 2016. - V. 117. - P. 371-392.

97. Tarasov S.Y. et al. Effect of heat input on phase content, crystalline lattice parameter, and residual strain in wire-feed electron beam additive manufactured 304 stainless steel // Int. J. Adv. Manuf. Technol. - 2018. - V. 99. - P. 2353-2363.

98. Wanjara P., Brochu M., Jahazi M. Electron beam freeforming of stainless steel using solid wire feed // Mater. Des. - 2007. - V. 28. - P. 2278-2286.

99. Nassour A., Bose W.W., Spinelli D. Creep properties of austenitic stainless-steel weld metals // J. Mater. Eng. Perform. - 2001. - V. 10. - P. 693-698.

100. Abramov O. V. High-Intensity Ultrasonics: Theory and Industrial Applications // Physical Sciences. - 2019. - 700 p.

101. Vorontsov A. et al. The microstructure, phase composition and tensile properties of austenitic stainless steel in a wire-feed electron beam melting combined with ultrasonic vibration // Mater. Sci. Eng. A. - 2021. - V. 820. - P. 141519.

102. Zhang X. et al. Additive manufacturing of copper-stainless steel hybrid components using laser-aided directed energy deposition // J. Mater. Sci. Technol. - 2021. - V. 80. - P. 100-116.

103. Li J. et al. Porosity and liquation cracking of dissimilar Nd:YAG laser welding of SUS304 stainless steel to T2 copper // Opt. Laser Technol. - 2020. - V. 122. - P. 105881.

104. Mannucci A. et al. Parametric study of laser welding of copper to austenitic stainless steel // Procedia CIRP. - 2018. - V. 74. - P. 450-455.

105. Tosto S. et al. Microstructure of copper-AISI type 304L electron beam welded alloy // Mater. Sci. Technol. - 2003. - V. 19. - P. 519-522.

106. Munitz A., Abbaschian R. Liquid separation in Cu-Co and Cu-Co-Fe alloys solidified at high cooling rates // J. Mater. Sci. - 1998. - V. 33. - P. 3639-3649.

107. Zhou Z.M. et al. On the metastable miscibility gap in liquid Cu-Cr alloys // J. Mater. Sci. - 2009. - V. 44. - P. 3793-3799.

108. Chbihi A., Sauvage X., Blavette D. Atomic scale investigation of Cr precipitation in copper // Acta Mater. - 2012. - V. 60. - P. 4575-4585.

109. Zhang M. et al. Microstructure and mechanical properties of CuSn/18Ni300 bimetallic porous structures manufactured by selective laser melting // Mater. Des. - 2019. - V. 165. - P. 107583.

110. Ham R.K. The determination of dislocation densities in thin films // Taylor & Francis -2007. - V. 6. - P. 1183-1184.

111. Гольдштейн М.И., Литвинов В.С., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сплавов Учебник. — Москва: Металлургия, 1986. — 312 с.

112. Paterson M.S. X-Ray Diffraction by Face-Centered Cubic Crystals with Deformation Faults // J. Appl. Phys. - 2004. - V. 23. - P. 805.

113. Kibitkin V. V; Solodushkin A.I.; Pleshanov V.S. Measuring the Quantitative Characteristics of Local Vortices on a Plane of a Deformed Material // Optoelectron. Instrum. Data Process. - 2018. - V. 54. - P. 600-607.

114. Utyaganova V. et al. Characterization of AA7075/AA5356 gradient transition zone in an electron beam wire-feed additive manufactured sample // Mater. Charact. - 2021. - V. 172. - P. 110867.

115. Antonysamy A.A., Meyer J., Prangnell P.B. Effect of build geometry on the P-grain structure and texture in additive manufacture of Ti6Al4V by selective electron beam melting // Mater. Charact. - 2013. - V. 84. - P. 153-168.

116. Zhao H., Debroy T. Weld metal composition change during conduction mode laser welding of aluminum alloy 5182 // Metall. Mater. Trans. B. - 2001. - V. 32. - P. 163-172.

117. Козлов Э. В., Жданов А. Н., Конева Н. А. Барьерное торможение дислокаций. Проблема Холла-Петча // Физ. мезомех. - 2006. - №3. - C. 81-92.

118. Лахтин Ю.М. Металловедение : учебник для высших учебных технических учебных заведений / Ю.М. Лахтин, В.П. Леонтьева. - М. : Машиностроение, 1990. - 528 с

119. Gnyusov S.F., Tarasov S.Y. Structural phase states and heat aging of composite electron-beam clad coatings // Surf. Coatings Technol. - 2013. - V. 232. - P. 775-783.

120. Петров Д.А. Тройные системы // М.: Изд-во Академии Наук СССР - 1953. - 316 с..

121. McCartney D.G., Hunt J.D. Measurements of cell and primary dendrite arm spacings in directionally solidified aluminium alloys // Acta Metall. - 1981. - V. 29. - P. 1851-1863.

122. Suutala N., Takalo, T., Moisio, T. The relationship between solidification and microstructure in austenitic and austenitic-ferritic stainless steel welds // Metall. Trans. A. -1979. - V. 10. - P. 512-514.

123. Straumal B.B. et al. Complete and incomplete wetting of ferrite grain boundaries by austenite in the low-alloyed ferritic steel // J. Mater. - 2012. - V. 21. - P. 667-670.

124. Suresh G., Nandakumar T., Viswanath A. Effect of Low-Temperature Sensitization on the Corrosion Behavior of AISI Type 304L SS Weld Metal in Simulated Groundwater // J. Mater. - 2018. - V. 27. - P. 2484-2491.

125. Brooks J.A., Yang N.C.Y., Krafcik J.S. Clarification on development of skeletal and

lathy ferrite morphologies in stainless steel welds // Sci. Technol. - 2001. - V. 6. - P. 412-414.

126. Inoue H. et al. Formation mechanism of vermicular and lacy ferrite in austenitic stainless steel weld metals // Sci. Technol. Weld. Join. - 2000. - V. 5. - P. 385-396.

127. Fedorischeva M. V. et al. Changes in the structural phase state of a copper substrate's surface layer bombarded with titanium ions // Bull. Russ. Acad. Sci. Phys. - 2014. - V. 78. - P. 710-712.

128. Solberg K., Berto, F. Notch-defect interaction in additively manufactured Inconel 718 // Int. J. Fatigue. - 2019. - V. 122. - P. 35-45.

129. Liu S C, Jie J C, Zhang J J, Wang P F, Wang T M, Li T J and Yin G M A surface energy driven dissolution model for immiscible Cu-Fe alloy // J. Mol. Liq. - 2018. - V. 261. - P. 232-8.

130. AlMangour B, Grzesiak D, Cheng J and Ertas Y Thermal behavior of the molten pool, microstructural evolution, and tribological performance during selective laser melting of TiC/316L stainless steel nanocomposites: Experimental and simulation methods // J. Mater. Process. Technol. - 2018. - V. 257. - P. 288-301.

131. Kibitkin V. V.; Solodushkin A.I.; Pleshanov V.S. Evolution of the deformation structure for welded joints of low-carbon steel at low-cyclic fatigue // AIP Conf. Proc. - 2016. - V. 783. -P. doi:10.1063/1.4966382.

132. Kibitkin V.V., Solodushkin A.I., Pleshanov V.S. Identification of the shear-type displacement vector field and evaluation of its characteristics // Optoelectronics, Instrumentation and Data Processing. - 2016. - V. 52. - P. 347-353.

133. Кибиткин В.В., Солодушкин А.И., Плешанов В.С. Идентификация поля смещений сдвигового типа и определение его характеристик // АВТОМЕТРИЯ. - 2016. - Т. 52. - № 4. - C. 37-44.

134. Zhang X. et al. Additive manufacturing of copper - H13 tool steel bi-metallic structures via Ni-based multi-interlayer // Additive Manufacturing. - 2020. - V. 36. - P. 101474.

135. Karnati S., Zhang Y., Liou F.F., Newkirk J.W. On the Feasibility of Tailoring Copper-Nickel Functionally Graded Materials Fabricated through Laser Metal Deposition // Metals. -2019. - V. 9. - P. 287.

136. Balit Y., Charkaluk E., Constantinescu A.Digital image correlation for microstructural analysis of deformation pattern in additively manufactured 316L thin walls // Additive Manufacturing. - 2020. - V. 31. - P. 100862.

137. Balit Y., Guevenoux C., Tanguy A., Upadhyay M.V., Charkaluk E., Constantinescu A. High resolution digital image correlation for microstructural strain analysis of a stainless steel repaired by Directed Energy Deposition // Materials Letters. - 2020. - V. 270. - P. 127632.

138. Foehring D., Chew H.B., Lambros J. Characterizing the tensile behavior of additively

manufactured Ti-6Al-4V using multiscale digital image correlation // Materials Science & Engineering A. - 2018. - V. 724. P. 536-546.

139. Karimi, P. et al. Influence of successive thermal cycling on microstructure evolution of EBM-manufactured alloy 718 in track-by-track and layer-by-layer design // Mater. Des. - 2018.

- V. 160. - P. 427-441.

140. Filippov V., Popel P. Investigation of microheterogeneities in Ga-Pb melts by acoustic methods // J. Non. Cryst. Solids. - 2007. - V. 353. - P. 3269-3273.

141. Popel P.S., Calvo-Dahlborg M., Dahlborg U. Metastable microheterogeneity of melts in eutectic and monotectic systems and its influence on the properties of the solidified alloy // J. Non. Cryst. Solids. - 2007. - V. 353. - P. 3243-3253.

142. Tan C, Zhou K, Ma W and Min L 2018 Interfacial characteristic and mechanical performance of maraging steel-copper functional bimetal produced by selective laser melting based hybrid manufacture // Mater. Des. - V. 155. - P. 77-85.

143. Максимкин О.П.Дефекты упаковки, их энергия и влияние на свойства облученных металлов и сплавов // Алматы. -2010. -70 с.

144. Новиков И.И. Дефекты кристаллического строения металлов // Металловедение. -2021. - 232 с.

145. Dutta B., Palmiere E.J. Effect of prestrain and deformation temperature on the recrystallization behavior of steels microalloyed with niobium // Metall. Mater. Trans. A. - 2003.

- V. 34. - P. 1237-1247.

146. Могутнов Б. М., Томилин И. А., Шварцман Л.А. Термодинамика железоуглеродистых сплавов // Металлургия. - 1972. - 328 с

147. Копцева Н.В., Ефимова Ю.Ю., Чукин М.В. Деформационное поведение тонкопластинчатого перлита в процессе многократной холодной пластической деформации эвтектоидной стали // Металловедение и термическая обработка металлов. -2019. - № 5. - С. 3-8.

148. Спивак Л.В., Щепина Н.Е. Калориметрические эффекты при структурно-фазовых превращениях в металлах и сплавах // Физика металлов и металловедение. - 2020. Т. 121.

- № 10. - С. 1059-1087.

149. Конева Н.А., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пластической деформации // Структурные уровни пластической деформации и разрушения / Под ред. В.Е. Панина. - Новосибирск: Наука, Сибирское отделение. - 1990. - С. 123-186.

150. - Конева Н.А., Козлов Э.В. Природа субструктурного упрочнения // Известия ВУЗов. Физика. - 1982. - № 8. - С. 3-14.

151. Конева Н.А., Козлов Э.В. Физика субструктурного упрочнения // Вестник ТГАСУ.

- 1999. № 1. - С. 21-35.

152. Струнин Б.М. Вероятностное описание поля внутренних напряжений при случайном расположении дислокаций // ФТТ. - 1971. - Т. 13, № 3. - С. 923-926.

153. Козлов Э.В. Барьерное торможение дислокаций. Проблема Холла-Петча / Э.В. Козлов, А.Н. Жданов, Н.А. Конева // Физическая мезомеханика. - 2006. - Т. 9, № 3. - С 81-92.

154. Козлов Э.В. Измельчение размера зерна как основной ресурс повышения предела текучести / Э.В. Козлов, А.Н. Жданов, Н.А. Конева // Вестник ТГУ. - 2003. - Т. 8, вып. 4. -С. 509-513.

155. Структура зерен поликристаллического агрегата мезо- и микроуровня, соотношение Холла-Петча и стадии деформационного упрочнения / Э.В. Козлов [и др.] // Сборник научных трудов, посвященный 60-летию проф. А.Н. Смирнова «Контроль. Диагностика. Ресурс». - Кемерово, 2007. - С. 21-96.

156. Трефилов В.И., Моисеев В.Ф., Э.П. Печковский, Горная И.Д., Васильев А.Д. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических материалов. - Киев: Наук. Думка, 1987. - 256 с.

157. Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. - М.: Металлургия, 1979. - 208 с.

158. Koneva N.A., Kozlov E.V. Regularities of substructural hardening // Soviet Physics Journal. 1991. Vol. 34. P. 224-236.