Особенности формирования структуры и свойств аустенитной стали 03Х17Н14М3 в процессе селективного лазерного плавления и последующей термической обработки тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.09, кандидат наук Цветкова, Елена Валерьевна

• Цветкова, Елена Валерьевна
• кандидат наук
• 2017

Оглавление диссертации кандидат наук Цветкова, Елена Валерьевна

СОДЕРЖАНИЕ

Стр.

СПИСОК ВВОДИМЫХ СОКРАЩЕНИЙ

ВВЕДЕНИЕ

Глава 1. Особенности структуры и свойств объектов, полученных

методом селективного лазерного плавления

1.1. Влияние технологических параметров процесса СЛП на структуру

и свойства сплавов

1.2. Микроструктура объектов, полученных СЛП

1.3. Влияние термической обработки на структуру сплавов после СЛП

1.4. Механические свойства объектов, полученных СЛП

1.5. Коррозионные свойства объектов, полученных СЛП

Выводы по первой главе

Глава 2. Материалы и методики исследований

2.1. Объекты исследования

2.2. Методики структурного анализа

2.3. Рентгеноструктурный анализ

2.3.1. Определение макронапряжений

2.3.2. Выделение физического уширения и определение величины микроискажений и области когерентного рассеяния

2.4. Исследование температурной зависимости электросопротивления

2.5. Исследование структурных превращений при нагреве стали

2.6. Измерение микротвердости

2.7. Определение ударной вязкости

2.8. Исследование электрохимических характеристик стали

Глава 3. Особенности структуры и свойств стали после СЛП

3.1. Ячеистая структура аустенитной стали, полученной СЛП

3.1.1. Микроструктура стали

Стр.

3.1.2. Распределение л.э. в аустенитном твердом растворе

3.2. Рентгеноструктурный анализ

3.2.1. Фазовый анализ

3.2.2. Параметры тонкой структуры, определенные по уширению дифракционных максимумов

3.2.3. Макроискажения в аустенитной стали после СЛП

3.3. Свойства аустенитной стали, полученной методом СЛП

3.3.1. Механические свойства ячеистой структуры

3.3.2. Электрохимические характеристики стали

Глава 4. Влияние отжигов на структуру и свойства аустенитной

стали, полученной методом СЛП

4.1. Термическая стабильность ячеистой структуры и рекристаллизационные процессы при нагреве

4.1.1. Температурная зависимость относительного электросопротивления

4.1.2. Структурные изменения при дополнительных отжигах

4.1.3. Рентгеноструктурный анализ стали после отжигов

4.1.4. Рекристаллизационные процессы, изученные методом синхронного термического анализа

4.2. Влияние отжигов на свойства стали, подвергнутой СЛП

4.2.1. Микротвердость стали

4.2.2. Ударная вязкость стали

4.2.3. Электрохимические характеристики стали после дополнительных отжигов

4.3. Разработка комплексной технологии получения

сложнопрофильных деталей из стали 03Х17Н14М3

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ И ЗАКЛЮЧЕНИЕ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

СПИСОК ВВОДИМЫХ СОКРАЩЕНИЙ

СЛП - селективное лазерное плавление

РЭМ - растровая электронная микроскопия

ПЭМ - просвечивающая электронная микроскопия

РФА - рентгенофазовый анализ

МСС - мартенситно-стареющая сталь

Л.Э. - легирующие элементы

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Особенности формирования структуры и свойств аустенитной стали 03Х17Н14М3 в процессе селективного лазерного плавления и последующей термической обработки»

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность темы работы

Селективное лазерное плавление (СЛП), которое относится к аддитивным технологиям или методам 3ё-печати, в настоящее время является одним из инновационных направлений формирования сложнопрофильных металлических деталей. Метод СЛП основан на послойном синтезе объекта за счет программно управляемого сканирования микрослоев порошкового материала высокоэнергетическим лазерным излучением.

Новый подход, реализованный в технологии СЛП, имеет ряд бесспорных преимуществ: он позволяет создавать изделия сколь угодно сложной пространственной конфигурации; дает принципиальную возможность синтеза градиентных по составу деталей; не требует проведения трудоемких подготовительных операций, таких как конструирование и изготовления дорогостоящей оснастки.

Проведенные в последние годы детальные исследования технологического процесса СЛП позволили существенно повысить качество синтезируемых объектов: путем подбора оптимальных технологических параметров удалось получить минимальную пористость (<1 %), шероховатость поверхности изделий менее Яа 0.63 и толщину стенок деталей до 300 мкм. Однако в настоящее время метод СЛП не находит широкого применения.

На сегодняшний день отсутствуют систематические исследования работоспособности изделий, синтезированных с применением метода СЛП. Уникальные условия кристаллизации, а именно, сверхбыстрые скорости охлаждения из жидкого состояния (~105 К/с) и многократное термоциклирование, очевидно, могут приводить к формированию неравновесных структур. С этой точки зрения весьма актуальным является анализ особенностей структурного состояния металла после СЛП, оценка уровня его структурной стабильности,

определение эксплуатационных характеристик, обоснование необходимости последующей термической обработки.

Проведение такого комплекса исследований для теплостойких коррозионностойких сталей, используемых при изготовлении деталей типа теплообменников, выпускаемых, как правило, в единичном или мелкосерийном производстве, представляется наиболее целесообразным. К числу таких сплавов относится теплостойкая нержавеющая сталь 03Х17Н14М3 аустенитного класса. Важным является то, что стандартное состояние этой стали, необходимое для сравнительного анализа, легко достижимо путем закалки при 1150 °С в воду, имеет простую однофазную структуру и всесторонне изучено.

Целью диссертационной работы являлось определение особенностей структуры и свойств стали 03Х17Н14М3 после СЛП и последующего отжига для разработки на их основе технологических рекомендаций получения деталей с заданным уровнем свойств.

Для достижения поставленной цели решены следующие задачи:

- исследованы особенности структурного состояния стали после СЛП;

- определены эксплуатационные характеристики стали после СЛП;

- исследованы факторы, определяющие термическую стабильность структур кристаллизации, и изучены структурные превращения, протекающие при последующем нагреве;

- определены механические и коррозионные свойства стали после дополнительных отжигов;

- разработаны технологические рекомендации для получения сложнопрофильных деталей из аустенитной стали с требуемым уровнем свойств.

Научная новизна работы

- Впервые показано, что основным механизмом упрочнения аустенитной стали при СЛП является формирование дислокационной ячеистой структуры, подобной деформационной.

- Впервые установлено, что ячеистая структура, сформированная при СЛП, сохраняет свою термическую стабильность до температуры отжига 800 °С. Показано, что высокая термическая стабильность ячеистой структуры связана с блокировкой дислокационных сплетений сегрегациями легирующих элементов & и Mo и примесными атомами N и O.

- Впервые выявлены температурные интервалы и природа рекристаллизационных процессов в аустенитной стали, полученной методом СЛП: при температурах 450^650 °С наблюдается уход избыточных вакансий на стоки; в диапазоне температур 800^1000 °С происходит гомогенизация у-твердого раствора и перестройка дислокационной структуры с ячеистой на полигонизованную; при температурах 1050^1200 °С из аустенитного твердого раствора выделяется кислород, формируя оксидные частицы.

Практическая ценность работы

- Установлены особенности формирования структуры и свойств аустенитной стали 03Х17Н14М3 в процессе СЛП и последующего отжига, на основе которых могут быть разработаны технологические режимы изготовления конкретных деталей.

- Определен уровень остаточных макронапряжений в стали после СЛП: в плоскости сканирования лазера наблюдаются растягивающие напряжения около 300 МПа, а в плоскости роста объекта - напряжения сжатия около 250 МПа. Высокий уровень напряжений, соизмеримый с пределом текучести стали, обосновывает необходимость проведения последующей термической обработки.

- Определены значения механических характеристик стали после СЛП, которые в 1.5 раза превышают значения для стандартного закаленного состояния:

л

временное сопротивление составляет 850 МПа, ударная вязкость 300 Дж^м .

- Установлено, что сталь, синтезированная СЛП, сохраняет склонность к самопассивации в 1 % и 3 %-ных водных растворах №С1. При этом токи коррозии не превышают значения токов для стали в закаленном состоянии, что,

предположительно, связано с благоприятным влиянием азота, диффундирующего в аустенит из защитной атмосферы в процессе СЛП.

- Рекомендованы режимы комплексной технологии, включающей в себя СЛП с последующей термической обработкой, для получения деталей из стали 03Х17Н14М3 с заданным уровнем механических и коррозионных свойств.

Достоверность результатов обеспечена проведением исследований с использованием современного экспериментального оборудования, привлечением взаимодополняющих методов исследований, а также статистической обработкой результатов эксперимента, апробацией результатов работы и сравнением с данными других авторов.

Глава 1. Особенности структуры и свойств объектов, полученных методом

селективного лазерного плавления

1.1. Влияние технологических параметров процесса СЛП на структуру и

свойства сплавов

В основе метода селективного лазерного плавления лежит послойное получение детали. С помощью САО программы сначала проектируется трехмерная модель изделия и разбивается на параллельные двухмерные слои толщиной 20 - 100 мкм. Эти слои являются прототипами будущих слоев металлической детали. Классическая схема установки СЛП представлена на Рис. 1.1. Она включает в себя два контейнера, дно которых представляют собой поршни. Один из поршней является массивной, обеспечивающей интенсивный теплоотвод подложкой 2, на которой синтезируется деталь. В первоначальный момент времени один из контейнеров полностью заполнен исходным порошком, а второй, с дном в виде подложки - пуст, и его дно находится на одном уровне с верхним краем заполненного контейнера. Далее, поршень полного контейнера 3 смещается вверх на несколько десятков микрометров, подавая порцию порошка, которая роликом 4 разравнивается в тонкий слой на массивной подложке. Этот слой плавится и вновь кристаллизуется под действием сканирующего лазерного луча 6. Перемещение лазерного луча по поверхности контролируется специальной программой в соответствии с требуемым сечением детали в создаваемом слое. Глубина зоны плавления превышает толщину слоя примерно в полтора - два раза, а в горизонтальном сечении при сканировании лазера зоны плавления перекрываются и по ширине, что приводит к формированию из порошка единого объекта. После синтеза первого слоя подложка опускается на его высоту. Смещение поршня вверх, подача слоя порошка на подложку, обработка лазером и перемещение подложки вниз повторяется многократно до

получения требуемого объекта. Такой способ позволяет получать объекты практически любой конфигурации.

Рис. 1.1.

Схема установки: 1 - синтезируемый объект; 2 - подающий поршень; 3 -контейнер с порошком; 4 - ролик; 5-поршень; 6 - лазер; 7-оптическая система [1]

Структура и свойства конечного изделия, полученного методом селективного лазерного плавления, зависят от большого количества технологических параметров. На сегодняшний день выделяют до 120 различных факторов, влияющих на качество и эксплуатационные характеристики получаемых объектов [2, 3]. Разнообразие влияющих факторов показывает сложность физических процессов, протекающих при СЛП, и необходимость научно обоснованного выбора оптимальных значений основных технологических параметров. Среди наиболее важных из них можно назвать мощность лазерного излучения, скорость сканирования лазерного пучка по поверхности порошка, толщину насыпанного слоя порошка, расстояние между проплавляемыми треками, диаметр фокусного пятна лазера, стратегию плавления, т.е. траекторию

движения лазерного луча, а также химический состав, структуру и дисперсность исходного порошка.

На начальном этапе отработки технологии основным требованием к синтезируемому объекту является минимальное количество макродефектов. На Рис. 1.2 представлены дефекты, наиболее часто встречающиеся в деталях, полученных методом СЛП: это поры, области непроплавленного порошка, трещины и оксидные включения. Кроме того, проблемой является шероховатость поверхности синтезированных объектов, которая может достигать Яа 60 мкм.

Рис. 1.2.

Дефекты в образцах, полученных методом СЛП: а) поры, высокая шероховатость поверхности [4]; б) непроплавы порошкового материала [5]; в) трещины [6];

г) оксидные включения [7]

Высокая пористость считается одной из главных проблем объектов, получаемых методом СЛП. Однако, обеспечив постоянство геометрических

характеристик каждого отдельного трека, таких как ширина, высота, диаметр и его хорошую адгезию с предыдущим слоем, которая определяется глубиной проплавления и углом между поверхностью трека и подложкой, возможно получение объектов с пористостью менее 1% [8-14]. Трек с постоянной геометрической формой, без разрывов по всей длине и с проплавлением в подложку называется стабильным. Для получения объектов с минимальной пористостью требуется кристаллизация стабильных треков.

Геометрическая форма трека зависит от плотности энергии лазерного луча, которая, согласно [15], определяется по формуле:

я=_Р_

V ■ к ■ й , (1.1)

-5

где Е - плотность энергии, [Дж/мм ];

Р - мощность лазера, [Вт];

V - скорость сканирования лазера, [мм/с];

И - расстояние между треками, [мм];

ё - толщина слоя синтезированного объекта, [мм].

Плотность энергии должна быть такой, чтобы обеспечить полное переплавление порошка и его сплавление с подложкой. Кроме того, расплав должен обладать определенным уровнем жидкотекучести, которая возрастает с увеличением плотности энергии. Если жидкотекучесть слишком высокая, то под влиянием сил поверхностного натяжения трек будет растекаться по поверхности с образованием капель; при недостаточном нагреве расплава наблюдается эффект комкования. Треки с такими дефектами являются нестабильными, и, согласно работам [8-10, 12, 16, 17] в материале будет присутствовать повышенная пористость из-за того, что насыпанный слой порошка будет обладать значительной шероховатостью.

В работе [9] изучали форму трека при плавлении порошка стали 03Х17Н14М3 дисперсностью 25 мкм в зависимости от скорости сканирования и мощности лазера при толщине слоя порошка 50 мкм. Скорость сканирования

изменяли в диапазоне 20-220 мм/с с шагом 40 мм/с, а мощность в диапазоне 12,5-50 Вт. На Рис. 1.3 представлены формы треков, полученные в ходе эксперимента. При малой мощности не происходит сплавления порошка с подложкой, а при большой - расплав кипит, и давление его пара вызывает искажение спекаемых дорожек. Уменьшение скорости сканирования при постоянной мощности приводит к увеличению расплавленного объема и жидкотекучести расплава, что вызывает каплеобразование. При большой скорости сканирования наблюдали эффект комкования. Красным многоугольником выделен диапазон параметров, при которых для данной стали кристаллизуется стабильный трек. Важным наблюдением явилось то, что при большей мощности лазерного излучения получение стабильного трека возможно в более широком диапазоне скоростей сканирования и толщин порошкового слоя.

Авторы также показали, что подбор плотности энергии индивидуален для каждого материала и зависит от его свойств: для материалов с большей теплопроводностью, например, сплава МНЖ5-1 (^^/с^+^^^/с^), допускаемый диапазон скорости сканирования уже, чем для сталей 03Х17Н14М3, 0Х23Н28М3Д3Т [9].

о -.-1-1-1-1-1-1

О 0,04 0,08 0,12 0,16 0,2 0,24

Скорость сканирования, м/с

Рис. 1.3. Форма единичного трека стали 03Х17Н14М3 в зависимости от мощности

и скорости сканирования [9]

При оптимизации технологических параметров после выбора интервалов значений Р и V, обеспечивающих кристаллизацию стабильного трека, оценивается форма его сечения. Влияние технологических параметров на форму сечения трека обсуждалось в работах [6, 8-10, 12, 17-24]. Например, авторы работы [6] для стали 03Х17Н14М3 изменяли мощность лазерного излучения в диапазоне 60 - 100 Вт при постоянной скорости сканирования 50 мм/с. Оптимальной считается мощность, при которой трек проплавляется в подложку примерно на 40-50%; такая глубина проплавления была получена при мощности 100 Вт (Рис. 1.4).

Рис. 1.4. Сечение единичного трека стали 03Х17Н14М3 при мощности лазера 100

Вт и скорости сканирования 50 мм/с [6]

Далее, зафиксировав мощность 100 Вт изменяли скорость сканирования в диапазоне 20 ^ 150 мм/с. При высоких скоростях сканирования из-за недостаточного проплавления трек был неправильной формы со множеством прилипших к поверхности порошинок (Рис. 1.5, а), при малых скоростях сканирования порошок практически полностью расплавлялся в подложке (Рис. 1.5,в). Оптимальная форма трека была получена при скорости сканирования 60 мм/с (Рис. 1.5, б).

Рис. 1.5. Поперечное сечение трека стали 03Х17Н14М3 при Р=100 Вт и скорости

сканирования а) 150 мм/с, б) 60 мм/с, в) 20 мм/с [6]

В работах [6-8, 25-27] рассматривается выбор толщины подаваемого порошкового слоя при синтезе объектов. Основным результатом является то, что плотность объекта увеличивается при уменьшении толщины слоя порошка. Например, в [7] исследовалась пористость стали Бе-18%М-9%Со-5%Мо-0.7%Т1-0.1%Л1 в зависимости от скорости сканирования и толщины насыпаемого слоя порошка при мощности лазера 100 Вт. Оказалось, что повышение скорости сканирования от 1 00 до 700 мм/с и толщины слоя порошка от 30 до 60 мкм приводит к увеличению пористости (Рис. 1.6). Наибольшей плотностью, близкой к 99%, обладают объекты, полученные при минимальной скорости сканирования 100 мм/с и минимальной толщине порошкового слоя 30 мкм.

Следует отметить, что с уменьшением скорости сканирования и толщины порошкового слоя падает производительность процесса СЛП.

100 >»

хр

о- >е

■О В

5

о

X в*

л

= «о

о

о та

И Р

О

_^ Я-

«1 * ■

• ■

Ж' ч.

1

•V \ х "

• *

\ \

—•— г- 4

1 г т "-

0 100 200 300 400 500 600 750

-г 1=30 мкм 1=40 мкм 1=50 мкм • 1=60 мкм Скорость сканирована, мм/с

Рис. 1.6.

Зависимость плотности образцов стали Fe-18%M-9%Co-5%Mo-0.7%Ti-0Л%Al от скорости сканирования и толщины насыпаемого слоя порошка [7]

Также на качество получаемого методом СЛП объекта оказывает влияние дисперсность исходного порошка [14, 27-35]. В работе [14] исследовалось влияние толщины порошкового слоя на форму единичного трека стали 0Х23Н28М3Д3Т (904L) при дисперсности исходного порошка 7,5 и 18,5 мкм. Мощность и скорость сканирования составляли, соответственно, 50 Вт и 100 мм/с. Как и в работах [10, 11] было показано, что с ростом толщины слоя порошка (более 130 мкм) появляется эффект комкования из-за недостаточного проплавления. При насыпаемом слое менее 2^90, где dcЮ - средняя дисперсность порошка, толщина наплавленного слоя становится маленькой, что значительно снижает производительность процесса СЛП. По форме единичного трека при данных значениях мощности и скорости сканирования оптимальная толщина порошкового слоя составила 60 мкм, не зависимо от дисперсности исходного порошка (Рис. 1.7).

По мнению авторов, малая дисперсность порошка не оказывает существенного влияния на форму трека синтезируемого объекта. Однако использование крупного порошка и отклонение его формы от сферической могут оказывать значительное влияние на качество формируемых объектов [6, 9, 36-38]. В работе [6] сравнивали качество объектов, синтезированных из порошка стали 03Х17Н14М3, полученного методами газовой и водной атомизации. Порошок, полученный методом газовой атомизации имел дисперсность 20 мкм и сферическую форму, а водной атомизации - 30 мкм и неравноосную форму. Процесс плавления проводился при мощности лазера 190 Вт, скорости сканирования 100 мм/с и толщине подаваемого слоя порошка 50 и 100 мкм. На Рис. 1.8 представлены микрофотографии поверхности синтезированных объектов. Видно, что при использовании порошка сферической формы и меньшей толщине слоя количество макродефектов на поверхности образца гораздо ниже.

Рис. 1.7.

Сечение трека из стали 0Х23Н28М3Д3Т при толщине порошкового слоя 60 мкм и дисперсности исходного порошка а) 7,5; б) 18,5 мкм [14]

Рис. 1.8.

Поверхность объектов из порошков, полученных методом газовой (а, б) и водной атомизации (в); толщина слоя а) 50; 100 мкм (б, в) [6]

Важным параметром технологии СЛП, также определяющим пористость объекта, является расстояние между треками, влияние которого исследовалось в работах [6, 10, 16, 20, 39, 40]. При расстоянии между треками больше его ширины геометрический размер каждого наплавляемого трека будет постоянным, однако, в объекте будут поры. В работе [16] показано, что при расстоянии между треками меньше его ширины, изменяются геометрические размеры каждого последующего трека. В эксперименте исследовались объекты сталей 0Х23Н28М3Д3Т и 03Х17Н14М3, полученные при разном расстоянии между треками. При Р=50 Вт, У=140 мм/с и толщине слоя 50 мкм ширина единичного трека в обеих сталях составляла 120 мкм (Рис. 1.9, а). Из Рис. 1.9, а видно, что после кристаллизации трека рядом с ним есть области, обедненные порошком. Поэтому при плавлении соседнего трека будет использовано меньшее количество порошка, что приведет к уменьшению его высоты. Кроме того, коэффициенты поглощения и отражения лазерного излучения у порошка и переплавленного материала значительно отличаются, что окажет дополнительное влияние на физику процесса. На Рис. 1.9, б представлен профиль трех треков, наплавленных при расстоянии между треками 100 мкм.

У.ыкы

Рис. 1.9.

Изображение единичного трека стали 0Х23Н28М3Д3Т (904Ь) (а), профиль трех треков при расстоянии между ними 100 мкм (б) [16]

В работе [10] исследовалось влияние расстояния между треками на пористость объектов из сплава ХН75МБТЮ (инконель 625). Были использованы следующие технологические параметры: Р=50 Вт, У=130 мм/с, толщина порошкового слоя - 50 мкм, диаметр лазерного пучка - 70 мкм. При выбранных технологических параметрах ширина трека составила 120 мкм. На Рис. 1.10 представлен график зависимости пористости образца от расстояния между треками.

4 I I I г I I I I г I

50 60 70 80 00 100 110 120 130 140 Расстояние между треками, мкм

Рис. 1.10. Влияние расстояния между треками на пористость сплава

ХН75МБТЮ [10]

Из графика видно, что наименьшая пористость порядка 5.5% наблюдается при расстоянии между треками 100 и 120 мкм, т.е. при перекрытии треков 10% и менее. Уменьшение расстояния между треками до 60^80 мкм, т.е. примерно 50%-ное перекрытие треков приводит к небольшому росту пористости до 6.5 %. А увеличение расстояния между треками до 140 мкм приводит к резкому росту пористости до 10.5 %.

В ряде работ [4, 41-44] было показано, что дополнительный переплав перекристаллизованных слоев порошка является способом уменьшения пористости и шероховатости в объектах, полученных методом СЛП.

В работе [4] исследовали пористость образца стали 03Х17Н14М3 и качество его поверхности при применении дополнительного переплава (Рис. 1.11, 1.12). Исходный образец был получен при Р=105 Вт, V=380 мм/с, расстоянии между

треками 125 мкм и диаметре лазерного пучка 180 мкм. Из Рис. 1.11 видно, что после дополнительной лазерной обработки при мощности лазера 85 Вт и скорости сканирования 200 мм/с концентрация пор в сплаве уменьшилась с 0.77% в исходном образце до 0.036%. Рис. 1.12 показывает, что дополнительный переплав при режиме Р=85 Вт, У=50 мм/с позволяет значительно уменьшить шероховатость поверхности Яа: с 12 мкм до 1.5 мкм.

Рис. 1.11. Пористость стали 03Х17Н14М3 в исходном состоянии после СЛП (а) и после дополнительной лазерной обработки (б) [4]

Рис. 1.12. Поверхность стали 03Х17Н14М3 в исходном состоянии (а) и после дополнительной лазерной обработки (б) [4]

Снижение шероховатости поверхности также можно добиться путем уменьшения толщины слоя плавления за счет меньшей высоты трека и его лучшего проплавления [4, 6, 7, 26], но оба этих подхода увеличивают время получения изделия.

Значительное влияние на плотность формируемых объектов и их механические свойства оказывает стратегия плавления, т.е. направление движения лазера по поверхности порошка. Влияние этого параметра описано в работах [5, 11, 20, 24, 45-49].

Авторы работы [20] изменяли направление сканирования лазера в каждом новом слое на определенный угол относительно предыдущего слоя (Рис. 1.13). Объектом исследования были образцы стали 03Х18Н10 (304Ь), полученные при Р=200 Вт, У=250 мм/с, толщине слоя 20 мкм и перекрытии треков 40%. Наилучшие механические свойства (а02=570 МПа, 5=40%) были у объектов, полученных при угле поворота 105°, когда слои с одинаковым направлением движения лазерного луча повторяются только через 24 слоя. У образца, полученного при угле 90° наименьший уровень механических свойств, однако разница между свойствами образцов не превышает 10%. Авторы предполагают, что использование стратегии со сменой направления сканирования лазера позволяет избежать формирования вытянутых кристаллов в объектах и, как следствие, анизотропии свойств, однако структурных исследований, подтверждающих это предположение, они не приводят.

105° 120° 135° 150°

Угол между направлениями плавления слоев

(4) (24) (3) (8) (12)

Количество слоев между одинаковыми направлениями плавления

Рис. 1.13. Стратегии плавления стали 03Х18Н10 [20]

На Рис. 1.14 представлены стратегии плавления, которые могут быть использованы при получении объектов СЛП [11].

Рис. 1.14. Примеры стратегий плавления в процессе СЛП: а) диагональная; б) спиральная; в) кисточкообразная; г) шахматная [11]

Шахматная стратегия, которую также называют островковой (Рис. 1.14,г) по данным некоторых работ [11, 23, 47, 48], приводит к уменьшению остаточных напряжений в образце.

Согласно [8], к уменьшению остаточных напряжений также может привести использование дополнительного подогрева подложки. Однако при подогреве наблюдается нестабильность трека, и, как следствие, неоднородности его размеров и увеличение вероятности появления капель. При температуре подогрева более 0,5-Тпл порошок может слипаться, что приведет к эффекту комкования, порам и высокой шероховатости. Поэтому авторы рекомендуют применять подогрев только в случае строгих требований к отсутствию остаточных напряжений в объекте.

1.2. Микроструктура объектов, полученных СЛП

В процессе селективного лазерного плавления при перекристаллизации порошкового материала реализуются очень высокие скорости охлаждения из жидкого состояния. Согласно данным, приведенным в работах [11, 12, 14, 31, 50,

51], они составляют 105 ^ 106 К/с. Столь высокие скорости охлаждения объясняются тем, что при воздействии лазерного пучка переплавляется небольшой объем порошка (диаметр ванны расплава не превышает 200 мкм), а теплоотвод происходит в массивную подложку. Сверхбыстрое охлаждение может приводить к образованию метастабильных структур, свойства которых существенно отличаются от наблюдаемых в равновесном состоянии. Кроме того, при плавлении локальной области порошка повторному нагреву подвергаются соседние уже перекристаллизованные области, то есть происходит термоциклирование материала, которое может привести к стабилизации дефектов кристаллического строения в структуре. Поэтому изучение структуры формируемых объектов, которая определяет их эксплуатационные свойства, представляет большой интерес. Анализ литературных данных показал, что при большом объеме работ, посвященных влиянию технологических параметров, структуры, формируемые в процессе СЛП, изучены недостаточно.

При лазерном воздействии на поверхности порошка образуется ванна расплава, которая перемещается параллельно с пучком лазера. Границы отдельных ванн расплава хорошо просматриваются в структуре материалов как в поперечном, так и в продольном сечениях [7, 52]. На Рис. 1.15 приведена структура продольного сечения мартенситно-стареющей стали Fe-18%Ni-9%Co-5%Mo-0.7%Ti-0.1%Al-0.5%Cr-0.03%C (18М300) после СЛП при мощности лазерного излучения 100 Вт и скорости сканирования 150 мм/с и поперечного сечения жаропрочного никелевого сплава Ni-22%Cr-19%Co-2%W-1%Nb-1.4%Ta-4%Ti-2%Al-0.1%Zr-0.15%C (инконель 939), полученного при Р = 400 Вт, V = 540 мм/с. В плоскости сканирования лазерного луча (продольное сечение) ванны расплава имеют округлую форму, а трек представляет собой совокупность ванн расплава, полученных при перемещении лазерного луча по поверхности, вдоль одного направления (Рис. 1.15, а). Причем, расположение треков в сечении соответствует стратегии получения объекта. В поперечном

сечении сплава инконель 939 прослеживается слоистый характер структуры, а пересекающиеся границы ванн расплава образуют сегменты (Рис. 1.15, б).

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Цветкова, Елена Валерьевна, 2017 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. http://mimi-gallery.ru/lazernoe-plavlenie?p=1 [Электронный ресурс] (дата обращения 17.05.2013).

2. Rapid manufacturing of metal components by laser forming / E. C. Santos [et al.] // International Journal of Machine Tools & Manufacture. 2006. №46. P. 1459-1468.

3. Modelling of the thermal processes that occur during laser sintering of reacting powder compositions / S. Zakiev [et al.] // Appl. Phys. A. 2006. №84. P. 123-129.

4. Yasa E., Kruth J-P. Microstructural investigation of SLM 316L stainless steel parts exposed to laser re-melting // Procedia Engineering. 2011. № 19. P. 389 - 395

5. Sliding Wear Characteristics and corrosion behavior of selective laser melted 316L Stainless Steel / Y. Sun [et al.] // JMEPEG. 2014. № 23. P. 518-526

6. Densification behavior of gas and water atomized 316L stainless steel powder during selective laser melting / R. D. Li [et al.] // Applied Surface Science. 2010. № 256 (13). P. 4350-4356.

7. Microstructure and mechanical properties of Selective Laser Melted 18Ni-300 steel / K. Kempena [et al.] // Physics Procedia. 2011. №12. P. 255-263.

8. Energy input effect on morphology and microstructure of SLM / I. Yadroitseva [et al.] // Journal of Materials Processing Technology. 2013. №213. P. 606- 613

9. Single track formation in selective laser melting of metal powders / Yadroitsev I. [et al.] // Journal of Materials Processing Technology. 2010. № 210. P. 1624-1631.

10. Strategy of manufacturing components with designed internal structure by selective laser melting of metallic powder / I. Yadroitsev [et al.] // Applied Surface Science. 2007. №254 (4). P. 980-983.

11. On the effect of scanning strategies in the selective laser melting process / Jhabvala J. [et al.] // Virtual and Physical Prototyping. 2010. №5 (2). P. 99-109.

12. Zhang B., Dembinski L., Coddet C. The study of the laser parameters and environment variables effect on mechanical properties of high compact parts elaborated by selective laser melting 316L powder // Materials Science & Engineering A. 2013. №584. P. 21-31.

13. High density net shape components by direct laser re-melting of single-phase powders / R. Moran // Journal of material science / 2002. №37. P. 3093 - 3100.

14. Yadroitsev I., Yadroitsava I., Smurov I. Factor analysis of selective laser melting process parameters and geometrical characteristics of synthesized single tracks // Rapid Prototyping Journal. 2012. №18 (3). P. 201-208.

15. Islam M., Purtonen T., Piili H. Temperature profile and imaging analysis of laser additive // Physics Procedia. 2013. №41. P. 828 - 835.

16. Yadroitsev I., Smurov I. Surface Morphology in Selective Laser Melting of Metal Powders // Physics Procedia. 2011. №12. P. 264-270.

17. Balling behavior of stainless steel and nickel powder during selective laser melting process / R. Li [et al.] // Int J Adv Manuf Technol. 2012. №59. P. 1025-1035.

18. Ciurana J., Hernandez L., Delgado J. Energy density analysis on single tracks formed by selective laser melting with CoCrMo powder material // Int J Adv Manuf Technol. 2013. № 68. P. 1103-1110.

19. Scanning space analysis in Selective Laser Melting for CoCrMo powder / Y. Pupo [et al.] // Procedia Engineering. 2013. №63. P. 370 - 378.

20. Study on energy input and its influences on single-track, multi-track, and multilayer in SLM / D. Wang [et al.] // Int J Adv Manuf Technol. 2012. №58. P. 1189-1199.

21. Selective laser sintering of high carbon steel powders studied as a function of carbon content / T. Nakamoto [et al.] // Journal of Materials Processing Technology. 2009. №209. P. 5653-5660.

22. 316L Stainless Steel with Gradient Porosity Fabricated by Selective Laser Melting / R. Li [et al.] //JMEPEG. 2010. №19. P. 666-671.

23. Delgado J., Ciurana J., Ciro A. Influence of process parameters on part quality and mechanical properties for DMLS and SLM with iron-based materials// Int J Adv Manufacturing Technology. 2012. № 60. P. 601-610.

24. Baicheng Z., Hanlin L., Coddet C. Effects of processing parameters on properties of selective laser melting Mg-9%Al powder mixture // Materials and Design. 2012. № 34. P. 753-758.

25. Guan K. Effects of processing parameters on tensile properties of SLM 304 SS // Materials and Design. 2013. №50. P. 581-586.

26. Delgado J., Curana J., Ciro A. R. Influence of process parameters on part quality and mechanical properties for DMLS and SLM with iron-based materials // The International Journal of Advanced Manufacturing Technology. 2012. №60. P. 601-610.

27. Optimization of powder layer density in selective laser sintering // Karapatis N. [et al.] P. 255-264.

28. Olakanmi E.O. Selective laser sintering / melting (SLS/SLM) of pure Al, Al-Mg, and Al-Si powders: Effect of processing conditions and powder properties // Journal of Materials Processing Technology. 2013. №213. P. 1387- 1405.

29. Simchi A. The Role of Particle Size on the Laser Sintering of Iron Powder // Metallurgical and materials transactions B. 2004. №35B. P. 937-948.

30. Boisselier D., Sankare S. Influence of powder characteristics in laser direct metal deposition of SS316L for metallic parts manufacturing // Physics Procedia. 2012. №39. P. 455 - 463.

31. Childs T., Hauser C., Badrossamay M. Mapping and modelling single scan track formation in direct metal selective laser melting // CIRP Annals - Manufacturing Technology. 2004. №53(1). P. 191-194.

32. Rombouts M. Selective laser sintering / melting of iron-based powders/ PhD thesis // Katholieke Universiteit Leuven. Leuven. 2006. P. 2-15.

33. Karapatis P. A sub-process approach of selective laser sintering / PhD thesis // Ecole Polytechnique Federal de Lausanne. Lausanne. 2002. P. 5-10.

34. Manthiram A., Bourell D.L., Marcus H.L. Nanophase materials in solid freeform fabrication // JOM. 1993. №45. P. 66-70.

35. Rock S.J., Misiolek W.Z. Distortion control for P / M-based rapid prototyping of advanced material components // Powder Metallurgy and Particulate Materials Proceedings of the World Congress. Washington, DC, 1996. P. 237-241.

36. Microstructural and mechanical approaches of the selective laser melting process applied to a nickel - based superalloy / T. Vilaro [et al.] // Materials Science and Engineering A. 2012. № 534. P.446 - 451.

37. Influence of powder particle size on properties of MIM parts / T. Tingskog [et al.] // Advances in Powder Metallurgy and Particulate Materials Proceedings of the International Conference in Princeton. NJ. MPIF, 2000. P. 73-80.

38. Yadroitsev I. Selective Laser Melting: Direct Manufacturing of 3D-Objects by Selective Laser Melting of Metal Powders, Lambert Academic Publishing, AG & Co. KG, Saarbrucken. 2009. P. 89-92.

39. Taylor C. M.; Childs T. H., Hauser C. Morphology of direct SLS-processed stainless steel layers. Proc. Solid Freeform Fabrication Symposium. 2002. P. 530-537.

40. Binding mechanisms in selective laser sintering and selective laser melting / Kruth J-P. [et al.] // Rapid Prototyping Journal. 2005. №11(1). P. 26-36.

41. Residual stress within metallic model made by Selective Laser Melting Process / Shiomi M [et al.] // CIRP Annals - Manufacturing Technology. 2004.№ 53(1). P. 195198.

42. Assessing influencing factors of residual stresses in Selective Laser Melting using a novel analysis method / J-P. Kruth [et al.] // Proc. 16th International Symposium on Electromachining (ISEM XVI). Shanghai, 2010. P. 531-540.

43. Yasa E., Kruth J-P., Deckers J. Manufacturing by Combining Selective Laser Melting and Selective Laser Erosion / Laser Re-Melting. CIRP Annals - Manufacturing Technology. 2011. № 60. P. 263-266.

44. Kruth J-P, Yasa E, Deckers J. Roughness improvement in Selective Laser Melting: Proc. of 3rd International PMI. Gent, 2008. P. 65-68.

45. Dadbakhsh S., Hao L. Effect of hot isostatic pressing (HIP) on Al composite parts made from laser consolidated Al/Fe2O3 powder mixtures// Journal of Materials Processing Technology. 2012. № 212. P. 2474- 2483.

46. H. Meier, Ch. Haberland. Experimental studies on selective laser melting of metallic parts // Mat.-wiss. u. Werkstofftech. 2008. №39 (9). P. 89-92.

47. B. Vrancken, R. Wauthle, J.-P. Kruth. Study of the influence of the material properties on residual stress in SLM. P.34-38.

48. Effect of molten pool boundaries on the mechanical properties of selective laser melting parts / Shifeng W. [et al.] // Journal of Materials Processing Technology. 2014. №214. P. 2660-2667.

49. Fine-structured aluminium products with controllable texture by Selective Laser Melting of pre-alloyed AlSi10Mg powder / L. Thijs [et al.] // Acta Materialia Manuscript. Number: A. №12.P. 2020-2025.

50. Krauss H. Investigations on manufacturability and process reliability of selective laser melting // Physics Procedia. 2013. № 41. P. 815-822.

51. Microstructures and Mechanical Properties of Ti6Al4V Parts Fabricated by Selective Laser Melting and Electron Beam Melting / H. Rafi [et al.] // JMEPEG. 2013. №22. P. 3872-3883.

52. Inconel 939 processed by selective laser melting: Effect of microstructure and temperature on the mechanical properties under static and cyclic loading / P. Kanagarajah [et al.] // Materials Science & Engineering A. 2013. №588. P. 188-195.

53. Jhabvala J., Boillat E., Glardon R. On the use of EBSD analysis to investigate the microstructure of gold samples built by selective laser melting // Gold Bull. 2011. №44. P. 113-118.

54. Yasa E., Kruth J.-P., Deckers J. Manufacturing by combining Selective Laser Melting and Selective Laser Erosion/laser re-melting // CIRP Annals - Manufacturing Technology. 2011. № 60. P. 263-266.

55. Luca Facchini / Doctoral thesis Microstructure and mechanical properties of biomedical alloys produced by Rapid Manufacturing technologies. P.115-145.

56. Strong morphological and crystallographic texture and resulting yield strength anisotropy in selective laser melted tantalum / L. Thijs [et al.] // Acta Materialia. 2013. № 61. P. 4657-4668.

57. Effects of processing parameters on tensile properties of selective laser melted 304 stainless steel / K. Guan [et al.] // Materials and Design. 2013. №50. P. 581-586.

58. Highly Anisotropic Steel Processed by Selective Laser Melting / T. Niendorf [et al.] // Metallurgical and materials transactions B. 2013. №794 (44B). P. 1058-1070.

59. The influence of the laser scan strategy on grain structure and cracking behaviour in SLM powder-bed fabricated nickel superalloy / L. Carter [et al.] // Journal of Alloys and Compounds. 2014. №615. P. 338-347.

60. Texture, anisotropy in microstructure and mechanical properties of IN738LC alloy processed by selective laser melting (SLM) / K. Kunze [et al.] // Materials Science & Engineering A. 2015. №620. P. 213-222.

61. Effect of heat treatment on the microstructure and mechanical properties of Inconel 718 processed by selective laser melting / E. Chlebus [et al.] // Materials Science & Engineering A. 2015. №639. P. 647-655.

62. The microstructure and mechanical properties of deposited-IN718 by selective laser melting / Z. Wang [et al.] // Journal of Alloys and Compounds. 2012. №513. P. 518- 523.

63. Microstructure Characteristics of Inconel 625 Superalloy Manufactured by Selective Laser Melting / S. Li [et al.] // Journal of Materials Science & Technology. 2015. P. 1-7.

64. Microstructural and mechanical approaches of the selective laser melting process applied to a nickel-base superalloy / T. Vilaro [et al.] // Materials Science and Engineering A. 2012. №534. P. 446- 451.

65. Microstructures and mechanical behavior of Inconel 718 fabricated by selective laser melting / K. Amato [et al.] // Acta Materialia. 2012. №60. P. 2229-2239.

66. Fine-structured aluminium products with controllable texture by Selective Laser Melting of prealloyed AlSi10Mg powder / L. Thijs [et al.] //Acta Materialia Manuscript Draft.

67. Buchbinder D., Schleifenbaum H., Heidrich S. High Power Selective Laser Melting (HP SLM) of Aluminum Parts // Physics Procedia. 2011. №12. P. 271-278.

68. Hardened austenite steel with columnar sub-grain structure formed by laser melting / K. Saeidi [et al.] // Materials Science & Engineering A. 2015. №625. P. 221229.

69. Crystal Structure Analysis of M2 High Speed Steel Parts Produced by Selective Laser Melting / Z. Liu [et al.]. P.154-158.

70. Mumtaz K., Erasenthiran P., Hopkinson N. High density selective laser melting of Waspaloy // Journal of materials processing technology. 2008. №195. Р. 77-87.

71. Jia Q., Gu D. Selective laser melting additive manufactured Inconel 718 superalloy parts: High-temperature oxidation property and its mechanisms // Optics & Laser Technology. 2014. №62. Р. 161-171.

72. Microstructures and mechanical behavior of Inconel 718 fabricated by selective laser melting / K. Amato [et al.] // Acta Materialia. 2012. №60. Р. 2229-2239.

73. Harrison N., Todd I., Mumtaz K. Reduction of micro-cracking in nickel superalloys processed by Selective Laser Melting: A fundamental alloy design approach // Acta Materialia. 2015. № 94. Р. 59-68.

74. The microstructure and mechanical properties of deposited-IN718 by selective laser melting // Z. Wang [et al.] Journal of Alloys and Compounds. -2012. -№513.- Р. 518- 523.

75. Takaichi A. 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. Р. 67-76.

76. The Analysis of the mechanical properties of F75 Co-Cr alloy for use in Selective Laser Melting (SLM) manufacturing of removable dentures (RPD) / D. Jevremovic [et al.] // METABK. 2012. №51 (2). Р. 171-174.

77. Mechanical properties of AlSi10Mg produced by Selective Laser Melting / K. Kempena [et al.] // Physics Procedia. 2012. №39. Р. 439 - 446.

78. Вайнгард. Введение в физику кристаллизации металлов. Пер. с англ. М.: Мир. 1967. 170 с.

79. И.С. Мирошниченко. Закалка из жидкого состояния. Монография. М.: Металлургия. 1982. 168 с.

80. Флемингс. Процессы затвердевания. Монография. Пер. с англ. М: Мир. 1977. 423 с.

81. Microstructural and mechanical approaches of the selective laser melting process applied to a nickel-base superalloy/ T. Vilaro [et al.] // Materials Science and Engineering A. 2012. №534. Р. 446- 451.

82. Microstructures and Properties of 17-4 PH Stainless Steel Fabricated by Selective Laser Melting/ L. Murr [et al.] // Journal of Materials Research and Technology. 2012. №1 (3). Р. 167-177.

83. Brand E., Heckenberger U., Holzinger V. Additive manufactured AlSi10Mg samples using Selective Laser Melting (SLM): Microstructure, high cycle fatigue, and fracture behavior // Materials and Design. 2012. №34. Р. 159-169.

84. Савин Г. Н., Савченко В. И. Концентрация напряжений/Физическая энциклопедия / Д. М. Алексеев [и др.]; Под общ. ред. А. М. Прохорова. М.: Советская энциклопедия. 1990. Т. 2. 704 с.

85. Antonysamy A., Meyer J., Prangnell P. Effect of build geometry on the P-grain structure and texture in additive manufacture of Ti-6Al-4V by selective electron beam melting // Materials characterization. 2013. №84. Р. 153 - 168.

86. Khalid R., Thomas L., Brent E. A comparison of the tensile, fatigue, and fracture behavior of Ti-6Al-4V and 15-5 PH stainless steel parts made by selective laser melting // Int J Adv Manuf Technol. 2013. №69. Р. 1299-1309.

87. Krauss H., Zaeh M. Investigations on manufacturability and process reliability of selective laser melting // Physics Procedia. 2013. №41. Р. 815 - 822.

88. Марочник сталей и сплавов/ Под общ. ред. А.С.Зубченко // М.: Машиностроение. 2003. 784 c.

89. Zaeh M., Branner G. Investigations on residual stresses and deformations in selective laser melting // Prod. Eng. Res. Devel. 2010. №4. P. 35-45.

90. Assessing and comparing influencing factors of residual stresses in selective laser melting using a novel analysis method / J-P. Kruth [et al.] // Proc Inst Mech Eng Part B-J Eng Manuf. 2012. №226. Р. 980-991.

91. Горелик С.С., Скаков Ю.А., Расторгуев Л.Н. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. М.: МИСИС.1994. 328 с.

92. Шелехов Е.В., Свиридова Т.А. / Программы для рентгеновского анализа поликристаллов // МИТОМ. 2000. №8. с. 16-19.

93. Лившиц Б.Г. Физические свойства металлов и сплавов: учебник. М.: Металлургия. 1980. 320 с.

94. Уэндландт У. Термические методы анализа. М.: Мир. 1978. 526 с.

95. Бернштейн М. Л. Структура деформированных металлов. М.: Металлургия, 1977. 431 с.

96. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. М.: Металлургия, 1986. 224 с.

97. Глейзер А.М., Пермякова И.Е. Нанокристаллы, закаленные из расплава. М.: Физматлит, 2012. 360 с.

98. Калин Б.А., Якушин В.Л., Польский В.И./ Модификация металлических материалов при обработке потоками высокотемпературной импульсной плазмы/ Изв. вузов: Физика. 1994. № 5. с. 109-126.

99. Electron microscopy of thin crystals / P. B. Hirsch [et al.]. Butterworths, 1965. 574 p.

100. Гуляев А.П. Металловедение. М.: Металлургия, 1986. 272 с.

101. 14èmes Assises Européennes du Prototypage & Fabrication Rapide / I. Yadroitsev [et al.]. Paris (Frence), 2009. P.45-47.

102. Марковец М.П. Определение механических свойств металлов по твердости. М.: Машиностроение. 1979. 191 с.

103. Dieter G. E. Mechanical Metallurgy (3rd ed.). New York: McGraw-Hill Book Company, 1986. 751 p.

104. Семенова И.В., Флорианович Г.М., Хорошилов А.В. Коррозия и защита от коррозии/ Под ред. И.В. Семеновой. М.: ФИЗМАТЛИТ, 2002. 336 с.

105. Костина М.В., Банных О.А., Блинов В.М. Особенности сталей легированных азотом // Металловедение и термообработка. 2000. №12. С. 3-6.

106. Nakamura N., Tsuchiyma T., Takaki S. Effect of structural factors of the mecanical properties of the high nitrogen austenitic steels // HNS-98. Book of Abstracts. Tokio, 1998. P. 209-214.

107. Штремель М. А. Прочность сплавов. Часть 1. Дефекты решетки. М: МИСИС, 1999. 325 а

108. Салтыков С. А. Стереометрическая металлография (стереология металлических материалов): Учебное пособие. М.: Металлургия, 1976. 270 с.

109. Хиббард У.С., Данн К. Дж. Ползучесть и возврат (Пер. с англ.). М.: Металлургиздат, 1961. С. 62-91.

110. Горелик С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов (2-е изд.). М.: Металлургия, 1978. 568 с.

111. Гольдштейн М.И., Грачев С.В., Векслер Ю.Г. Специальные стали: Учебник для вузов. М.: Металлургия. 1985. 408 с.

112. Дж. Мартин, В. Доэрти. Стабильность микроструктуры металлических систем; Перевод с англ. М: Атомиздат, 1978. 280 с.

113. Жуховицкий А. А., Шварцман Л. А. Физическая химия. М.: Металлургия, 1976. 544 с.

отзыв

научного руководителя диссертанта Цветковой Елены Валерьевны

Цветкова Е.В. обучалась в заочной аспирантуре МГТУ им. Н.Э. Баумана на кафедре «Материаловедения». Здесь с 2010 года она ведет педагогическую работу в должности ассистента. Ее основная трудовая деятельность связана с АО «ВНИИНМ им. академика A.A. Бочвара», где она. являясь инженером 1 категории, занимается разработкой материалов атомной промышленности. За эти годы Е.В. Цветкова проявила себя грамотным специалистом в области материаловедение, что позволило ей поставить перед собой сложную и интересную исследовательскую задачу изучения особенностей сталей, полученных методом селективного лазерного плавления, и успешно решить ее.

В работе выявлены особенности строения границ ячеистой структуры, формируемой при селективном лазерном плавлении, изучена термическая стабильность этой структуры, ее свойства и предложена комплексная технология получения сложнопрофильных деталей из аустенитной стати с заданным уровнем свойств. Результаты данной работы планируется использовать предприятием ООО «Московский центр лазерных технологий», о чем имеется акт о промышленном внедрении.

Цветкова Е.В. отличается грамотностью и целеустремленностью, что позволило ей в процессе работы над диссертацией освоить и применить целый ряд тонких структурных методов исследования. Благодаря хорошему знанию ангийского языка, она составила практически исчерпывающий литературный обзор. Аналитический склад ума помог провести ей детальный анатиз полученных результатов и выявить некоторые закономерности поведения материала при данном воздействии. Она сделала несколько докладов на научных конференциях и семинарах.

В целом, Цветкова Е.В. показала себя самостоятельным исследователем, обладающим глубокими материаловедческими знаниями, умеющим ставить научные задачи, проводить экспериментальную работу и анализировать полученные результаты. Считаю, что она заслуживает присуждения ученой степени кандидата технических наук по специальности 05.16.09 - Материаловедение (машиностроение).

Базалеева Ксения Олеговна / С-шО (Л 7 кандидат физико-математических наук

по специальности 01.04.07 - «Физика конденсированного состояния» доцент кафедры «Материаловедения» МГТУ им. Н.Э. Баумана Почтовый адрес: 105005, Москва. 2-я Бауманская ул.. д.5 стр 1 Тел. [phone] Эл. адрес: [e-mail]

Подпись Базалеевой К.О. завер

г