Разработка технологии выращивания изделий из жаропрочного сплава алюминия системы Al-Fe-Ni-Ce методом селективного лазерного плавления тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 00.00.00, кандидат наук Бинков Иван Игоревич

• Бинков Иван Игоревич
• кандидат наук
• 2026

Оглавление диссертации кандидат наук Бинков Иван Игоревич

Введение

Глава 1. Сплавы и применения алюминия

1.1. Общая характеристика свойств алюминия

1.2. Авиация и космос

1.3. Жаропрочные сплавы алюминия и его типы

1.3.1.Высокотемпературные дисперсионно-упрочняемые сплавы

1.3.2.Сплавы с высокой долей интерметаллидов

1.3.3.Сплавы с керамическими наполнителями

1.4. Преимущества и недостатки аддитивного производства

1.5. Технологии аддитивного производства

1.6. Потенциальные преимущества аддитивного производства для жаропрочных сплавов алюминия

1.7.Выбор класса сплава

1.8.Выводы по Главе

Глава 2. Математическое моделирование процесса селективного лазерного плавления

2.1. Общие положения моделирования физических процессов

2.2. Обзор существующих аналитических моделей нагрева тел высокоэнергетическим тепловым источником

2.3. Классы аналитических моделей при нагреве высококонцентрированным источником тепла

2.3.1.Одномерные аналитические модели

2.3.2.Пространственные аналитические модели нагрева. Неподвижные и движущиеся источники

2.4.Достоинства и недостатки аналитических моделей, и их применимость к процессу селективного лазерного плавления

2.5.Численное моделирование. Описание, преимущества и недостатки

2.5.1.Метод конечных разностей

2.5.2.Метод конечных объемов

2.5.3.Метод конечных элементов

2.6. Обоснование выбора метода конечных элементов для моделирования

2.7. Общее описание модели процесса селективного лазерного плавления

2.7.1.Моделирование формирования порошкового слоя

2.7.2.Уравнение теплопроводности. Термические процессы

2.7.3.Гидродинамик а

2.7.4.Отслеживание границы раздела фаз

2.7.5.Сила давления паров

2.7.6.Модель лазерного источника

2.8.Выводы по Главе

Глава 3. Моделирование процесса селективного лазерного плавления сплава алюминия

3.1. Формирование порошкового слоя

3.2. Область расчета

3.3. Разбиение области расчета на сетку

3.3.1.Начальные и граничные условия

3.4. Формирование единичных треков в модели

3.5. Апробация математической модели на единичных треках

3.6. Выводы по Главе

Глава 4. Разработка технологии получения изделий из сплава жаропрочного алюминия системы АЬБе-М-Се методом селективного лазерного плавления

4.1.Используемое оборудование

4.2.Методика проведения экспериментов

4.3. Выращивание кубических образцов

4.3.1.Первая серия

4.3.2.Единичные треки

4.3.3.Вторая серия

4.3.4.Третья серия

4.3.5.Четвертая серия

4.4.Рентгеноструктурный анализ

4.5. Микроструктурный анализ

4.6. Термообработка

4.7.Выбор режима термообработки

4.8. Механические испытания при комнатной температуре

4.9. Механические испытания при повышенных температурах

4.10.Выводы по Главе

Глава 5. Применение разработанной технологии селективного лазерного плавления для изготовления изделия из сплава алюминия системы ЛЬБе-М-Се

5.1. Описание изделия

5.2. Постановка задачи термомеханической симуляции

5.3. Механический решатель

5.4. Тепловой решатель

5.5. Расположение детали на платформе

5.6. Печать изделия

5.7.Выводы по Главе

Общие выводы и заключение

Список вводимых сокращений

Благодарность

Список литературы

Цель работы - разработка технологии изготовления и термической постобработки методом селективного лазерного плавления из алюминиевого жаропрочного сплава системы A1-Fe-Ni-Ce, обеспечивающей термическую стабильность и высокие механические свойства, с использованием моделирования процесса плавления единичных треков.

Предмет исследования - режимы печати процесса СЛП и постобработки сплава жаропрочного алюминия, а именно взаимосвязь между технологическими параметрами процесса СЛП, условиями термообработки после печати и объемной пористостью, механическими свойствами при комнатных и повышенных температурах.

Практическая ценность работы заключается в следующем:

1. Установлены параметры единичных треков во время плавления: стабильность трека (К^таб = 30 мкм), скорость охлаждения из жидкого состояния (-2.76-106...-4.01-106 К/с), глубина проплавления (61-96 мкм) с помощью моделирования процесса СЛП.

2. Найдены области режимов печати сплава жаропрочного алюминия системы А1^е-М-Се методом СЛП, при которых обеспечивается низкая объемная пористость изделий на уровне менее 0.2%, отсутствие трещин и избыточных напряжений. Стабильные режимы печати для данного сплава находятся в диапазоне скоростей сканирования от 900 до 1700 мм/с при мощности излучения 375 Вт, расстоянии между треками 0.16 мм, диаметре лазерного пятна 0.1 мм и толщине слоя 30 мкм.

3. Установлены при комнатной и повышенных температурах зависимости механических свойств и рентгеноструктурных параметров от технологических параметров процесса печати и условий термообработки на основе экспериментальных данных. Предел прочности при комнатной температуре варьируются в диапазоне 370-476 Мпа, относительное удлинение варьируется в диапазоне 2.55 - 5.65% в зависимости от скорости сканирования луча.

4. По результатам теоретической и экспериментальной работы разработана технология изготовления изделий методом СЛП из сплава алюминия системы

Al-Fe-Ni-Ce методом СЛП, позволяющая более широко применять данный сплав в автомобильной и авиакосмической отраслях.

Методы исследования включали в себя теоретические и экспериментальные подходы. Для моделирования процесса СЛП, термомеханического анализа изделия и обработки результатов из алюминиевого сплава использовались программные продукты COMSOL Multiphysics, Ansys Additive Suite и Paraview. Экспериментальные образцы были изготовлены на установке СЛП-250 МГТУ им. Н.Э. Баумана. Исследование образцов на предмет микроструктуры, пористости, фазово-структурных параметров и механических свойств проводились на электронном микроскопе Phenom Pharos, метрологическом компьютерном томографе V tome X Phoenix M300, разрывной машине Z100 соответственно.

Достоверность подходов к численному моделированию процессов лазерного плавления подтверждается использованием современного верифицированного программного обеспечения, а также отсутствия в результатах нефизических значений. Полученные результаты обеспечиваются корректным применением основных положений естественных наук при проведении расчётных исследований, осуществлением измерений на аттестованных измерительном оборудовании по стандартным методикам и использованием ранее проверенных принципов при создании новых испытательных приспособлений. Достоверность подтверждается экспериментальными данными, обработанными с помощью методов статистического анализа.

Научная новизна:

1. Теоретически и экспериментально установлен критерий качества выращиваемой поверхности в виде коэффициента нестабильности трека, зависящий от скорости сканирования и диаметра лазерного пятна. Установлено, что режимы обработки должны обеспечивать значении коэффициента нестабильности менее 30 мкм.

2. Установлена зависимость между получаемыми механическими свойствами сплава и режимами обработки. При изменении линейной удельной энергии от 0.535 Дж/мм до 0.220 Дж/мм параметр решетки алюминия уменьшается с 4.0510 Á до

4.0474 А, что приводит к повышению прочности с 370 до 476 МПа, а относительное удлинение уменьшается с 5.65% до 2.55%.

3. Установлено, что проведение старения образцов при температуре 300 °С в течение 11 ч. приводит к значительному повышению твердости на 39% и к незначительному повышению прочности на 5%. Дальнейшее повышение температуры старения приводит к падению твердости и прочности образцов.

Апробация работы:

1. Научно-техническая конференция «Студенческая научная весна» (Москва, 2021)

2. XIV, XV, XVI Всероссийская конференция молодых ученых и специалистов (с международным участием) «Будущее машиностроение России» (Москва, 2021, 2022, 2023).

3. I Международный конгресс «Русский инженер» (Москва, 2023)

4. Бернштейновские чтения (Москва, 2024)

5. Актуальные проблемы прочности (Минск, 2024)

6. Международная научно-техническая конференция Уральская школа молодых металловедов (Екатеринбург, 2025)

7. Доклады автора на научных семинарах кафедры «Лазерные технологии в машиностроении» МГТУ им. Н.Э. Баумана (Москва, 2020-2024гг.)

Публикации:

Основное содержание и результаты диссертационной работы изложены в 7-ми научных статьях, из них 4 работы опубликованы в журналах, индексируемых в базе данных SCOPUS/WoS и 3 работы опубликованы в рецензируемых научных изданиях, входящих в перечень ВАК РФ.

Структура и объем работы: Диссертация состоит из введения, четырех глав, общих выводов, заключения, списка литературы из 1 03 наименований. Работа содержит 1 48 страниц машинописного текста, в том числе 25 таблиц и 43 рисунка.

В введении указаны цель работы, практическая ценность работы, сведения об апробации работы и публикациях.

В Главе 1 проведен литературный обзор, посвященный технологическим особенностям СЛП, рассмотрена актуальность применения жаропрочных сплавов алюминия, их виды и рациональность применения описанных сплавов в технологии СЛП. Обоснована актуальность темы исследования. Освещены существующие проблемы и нерешенные задачи. Материалы главы послужили основанием для постановки цели и задач исследования.

В Главе 2 рассмотрены основные аналитические и численные методы математического моделирования. Представлено описание численной математической модели, описывающей СЛП единичного трека из алюминиевого порошка с учетом физических процессов, возникающих во время формирования.

В Главе 3 представлены результаты расчета численной модели по формированию единичных треков и влиянию параметров СЛП на их стабильность. С помощью моделирования определены основные показатели единичных треков во время плавления: стабильность трека, скорость охлаждения из жидкого состояния, глубина проплавления.

В Главе 4 приведены результаты экспериментальной отработки режимов печати алюминиевых сплавов. Установлено окно оптимальной комбинации технологических параметров СЛП. Проведены исследования пористости, микроструктуры, фазово-структурных параметров, режимов термообработки и механических свойств.

В главе 5 проведен термомеханический анализ изделия для печати, собраны все результаты проведенных теоретических и экспериментальных данных, на основе которых изготовлено изделие из алюминиевого жаропрочного сплава системы АЬБе-М-Се.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Разработка технологии выращивания изделий из жаропрочного сплава алюминия системы Al-Fe-Ni-Ce методом селективного лазерного плавления»

Введение

Аддитивные технологии, также известные как 3Д-печать — это общее название технологий, которые создают детали слой за слоем путем нанесения материала, в отличии от традиционных субтрактивных технологий, таких как фрезерование или точение. Основная суть любой технологии аддитивного

производства (АП) заключается в создании объемной модели конечного изделия на компьютере, нарезки модели на слои с помощью специальной программы (типичная высота слоя составляет от 10-300 мкм в зависимости от технологии), и наконец, послойная печать готового изделия на 3Д принтере. В качестве материала обычно используется проволока, смола или порошок [1].

Благодаря аддитивным технологиям машиностроительная область получила значительный толчок в развитии и инновационных подходах к производству и проектированию изделий [2, 3]. Широкий спектр применяемых материалов в паре с уникальными условиями образования микроструктуры позволяют аддитивным технологиям находить применение в различных отраслях промышленности. В частности, авиакосмическая, машиностроительная отрасли являются главными адаптерами 3Д печати ввиду возможности создания облегченных изделий с повышенными механическими характеристиками и более высокой надежностью, а возможность печати индивидуальных медицинских изделий с высокой точностью и без необходимости создания специализированной оснастки обуславливает высокий интерес медицинской отрасли.

Несмотря на свою относительную новизну и некоторые ограничения, аддитивные технологии надежно закрепились в современной промышленности и научной сфере. Особенно активно развиваются направления, исследующие создание специализированных металлических сплавов, которые наиболее полно могут использовать особенности условий нагрева и охлаждения во время процесса построения изделий, позволяя получать высокие механические, технологические и эксплуатационные свойства [4,5]. Однако, не менее важно внедрение как уже существующих сплавов сталей, алюминия, никеля, титана, кобальта и т.д., применяющихся в традиционных технологиях, учитывая их доступность и изученность, так и новых экспериментальных сплавов, еще не внедренных широко в промышленность. Для повышения жаропрочности и механических свойств разработаны экспериментальные сплавы системы А1^е-М-Се. Исследование и разработка технологии СЛП из порошков указанных сплавов является весьма актуальной задачей.

Таким образом, исследование как самих процессов аддитивных технологий, их режимов печати, так и применяемых материалов является важной задачей для дальнейшего внедрения данного класса технологий в производство.

Глава 1. Сплавы и применения алюминия

1.1. Общая характеристика свойств алюминия

Уникальная комбинация свойств алюминия и его сплавов делают его одним из наиболее разносторонних, экономичных и привлекательных металлических материалов для широкой области применений, начиная от элементарной фольги и заканчивая ответственными деталями ракетных двигателей. По уровню применения в качестве конструкционного материала алюминий уступает лишь сталям [6]. На Рисунке 1.1 представлена диаграмма зависимости прочности от плотности материала с указанием типичных областей, которые занимают различные сплавы/классы материалов.

Рисунок 1.1

Диаграмма удельной прочности для различных материалов Низкая плотность алюминия, относительно высокая прочность и коррозионостойкость делают алюминий желанным материалом для применения в машиностроительной и авиакосмической отраслях. Наибольшее снижение веса

конструкции в основном достигается за счет применения более легких материалов, в то время как оптимизация самой конструкции играет второстепенную роль. Алюминий, титан, магний применяются наиболее широко в отраслях, где снижение веса конструкции имеет высокое значение: авиакосмическая, автомобильная, транспортная отрасли [7]. Отношение прочности к весу материала является важной характеристикой. Как видно из диаграммы на Рисунке 1.1, алюминий занимает промежуточное место между титановыми сплавами и композитами по плотности, при этом, в некоторых случаях не уступая и по прочности.

1.2. Авиация и космос

Как бы со временем не менялись принципы летательных аппаратов и подходы к их созданию, общая задача авиастроителей всегда была одна: сделать летательный аппарат как можно более легким и потребляющим как можно меньше топлива. Современные самолеты на 75-80% состоят из алюминия, без которого достижение подобных целей было бы невозможным. Алюминий в самолетах применяется повсеместно: в фюзеляжах, закрылках, крыльях, каркасе, сиденьях, дверях, гидравлических системах и пр. Наиболее распространенным авиационным сплавом алюминия является сплав маркировки 7075 (российский аналог В95).

Единственным конкурентом алюминия в авиапромышленности являются сравнительно недавно появившиеся композиционные материалы, а конкретно -углеродное волокно. Однако их применение в качестве основного материала все еще нецелесообразно ввиду значительной стоимости производства композитов, а также проблемы, связанные с их долгосрочной надежностью.

Похожая ситуация наблюдается и в космической отрасли. Современные космические аппараты на 50-90% состоят из сплавов алюминия. Сплавы используются в основном в корпусах, антеннах, топливных баках, обтекателях и пр.

1.3. Жаропрочные сплавы алюминия и его типы

Большинство применений алюминия в самолетах, автомобилях, поездах накладывает на сплавы требования лишь по прочности, пластичности и малого веса при средних (около 50°С) температурах, поскольку сплавы алюминия типично

сохраняют свои свойства при температурах менее 130°С. Однако многие существующие и потенциальные применения алюминиевых сплавов в местах длительных повышенных тепловых нагрузок, подразумевающие вращение на высоких частотах или скольжение, требуют от сплавов жаропрочных свойств. Примером подобных узлов служат лопасти двигателя, крыльчатки в генераторах/компрессорах, цилиндры двигателей, роторы вакуумных насосов. Для подобных применений используются сплавы алюминия системы А1-Си-М£-Ее-М. Примером такой системы является сплав 2618 (российский аналог АК4). Данный сплав находит применение в высокотемпературных средах, таких как вышеупомянутых крыльчатках турбокомпрессоров и цилиндров двигателей.

Общеизвестно, что обычные коммерчески доступные литьевые и ковочные сплавы алюминия не могут быть использованы в конструкциях, работающих при температурах 200-450°С, поскольку их упрочняющие фазы огрубевают или вовсе растворяются при нагреве, тем самым значительно снижая предел текучести и сопротивление ползучести материала. В то же время, титановые и никелевые сплавы могут работать при заданных температурах без резкого ухудшения своих характеристик.

Существует разрыв между прочностью алюминиевых и титановых сплавов в области повышенных температур, в котором уже невозможно использовать изделия (полученные обычными методами, такими как литье) из жаропрочного алюминия, но одновременно нецелесообразно использовать титановые и никелевые сплавы ввиду их повышенной стоимости (Рисунок 1.2) [8]. Даже наиболее часто используемые в аддитивном производстве сплавы системы А1-Бь М§ и другие аддитивные версии литьевых сплавов страдают от значительного падения прочности при повышенных температурах [9]. Таким образом, образуется область для потенциального алюминиевого сплава, готового заменить более дорогие титановые/никелевые сплавы в данном температурном интервале.

Я 600 С

500

Алюминиевый сплав с удельной прочностью TÍ-6A1-4V

О 400

о 300

о. с

с; 200

П

О- 100 С

о

100

200

Температура (С)

300

Рисунок 1.2

График зависимости прочности при растяжении от температуры для некоторых сплавов алюминия и потенциального сплава с удельной прочностью сплава

Ti-6Al-4V

Подобный сплав должен характеризоваться высокой удельной прочностью и жесткостью относительно обычных сплавов при температурах T > 0.5-Тп, где Тп - температура плавления алюминия (660°С), а также термической стабильностью (способностью сохранять свою микроструктуру и прочность при длительной эксплуатации при повышенной температуре). Дополнительно сплав должен иметь высокий предел ползучести, а также сопротивление окислению. Существуют так называемые быстрокристаллизованные сплавы, в том числе и алюминия. Способ их получения во многом похож на способы получения металлических стекол методом закалки из жидкого состояния. Застывание расплава происходит с очень высокими скоростями охлаждения, порядка 106-108 °С/с, что позволяет получить крайне мелкодисперсную структуру [10]. Подобные сплавы алюминия систем Al-Si, Al-Zn, Al-Cu-Fe уже были использованы в методах быстрого затвердевания. Свойства получаемых образцов имеют отличную прочность, коррозионную стойкость даже при повышенных температурах. Однако, как и в случае с металлическими стеклами, подобные скорости охлаждения не достигаются стандартными методами, что на сегодняшний день не позволяет использовать данные сплавы для полноценных изделий [11].

Можно выделить три основные группы сплавов, которые применимы для аддитивного производства и могут потенциально заполнить разрыв между жаропрочными сплавами алюминия и титановыми/никелевыми сплавами: высокотемпературные дисперсионно-упрочняемые сплавы (ВДУС), сплавы с высокой долей интерметаллидов (СВДИ), сплавы с керамическими наполнителями (СКН) [12].

1.3.1. Высокотемпературные дисперсионно-упрочняемые сплавы

ВДУС включают в себя широко известные литейные и другие дисперсионно-упрочняемые алюминиевые сплавы, характеризующиеся нанометровыми упрочняющими фазами L12 (у'фаза), которые не огрубляются вплоть до 400 °С и придают сплаву значительную прочность и сопротивление ползучести. Наиболее известным ВДУС сплавом является сплав с коммерческим названием Scalmalloy. Это сплав системы Al-Mg с добавками скандия, впервые представленный в 2011г. и с тех пор зарекомендовавший себя в качестве удачного сплава для АП с высокими прочностными характеристиками и поддающийся термообработке [13]. В данных сплавах, примесь магния служит для упрочнения твердого раствора, в то время как цирконий и/или скандий выпадают в осадок из расплава в виде первичных L12 (Al3Sc, Al3Zr) триалюминидных фаз во время обработки, а также вторичных L12 фаз во время последующей термообработки. Вторичные фазы придают сплаву прочность и имеют высокую термическую стабильность и устойчивость к укрупнению. В недавние годы, легирование цирконием и скандием было применено и к другим системам, помимо Al-Mg: Al-Cu, Al-Zn-Mg, Al-Mn-Mg. Ранее считавшиеся неподходящими для печати сплавы упомянутых систем стали пригодны для АП благодаря модификации цирконием и скандием.

Одной отличительной чертой аддитивно изготовленными ВДУС сплавами с содержанием циркония или скандия является бимодальная веерная зеренная структура. Подобная структура состоит из полос с субмикронными равноосными зернами, расположенными по краям бывшей ванны расплава, и микронными столбчатыми зернами, простирающимися по центральной части ванны расплава. Образование бимодальной зеренной структуры важно для технологичности ВДУС

методами АП. Во время печати данными сплавами с содержанием циркония и скандия выше уровня растворимости (0.08% и 0.23% при 660 °С соответственно) по краям ванны расплава выпадают в осадок фазы Al3Sc, Al3Zr, которые работают как центры зародышеобразования для равноосных зерен алюминия [14]. Также возможно, что предыдущие треки частично переплавляются с новым проходом лазерного луча. В таком случае, частицы Al3Sc, Al3Zr образованные в низлежащем слое, попадают в ванну расплава и снова способствуют зародышеобразованию и росту равноосных зерен. Формирование множественных равноосных зерен значительно снижает склонность к образованию горячих трещин, подавляя рост столбчатых дендритов сквозь несколько слоев [15]. Дополнительно, высокая плотность центров зародышеобразования приводит к общему измельчению структуры материала, сравнительно меньшей, чем при литье [16].

1.3.2. Сплавы с высокой долей интерметаллидов

Как следует из названия, данные сплавы содержат значительную долю (более 10%) интерметаллических соединений, которые и придают сплаву его прочностные характеристики. СВДИ имеют довольно широкий спектр химических составов, но чаще всего они основаны на около эвтектических составах. Известно, что составы, близкие к эвтектике, значительно менее склонны к образованию горячих трещин [17]. Несколько систем сплавов можно отнести к СВДИ: Al-Ce, Al-Cu, Al-Fe, Al-RE-TM (RE - обозначение редкоземельного металла, TM - обозначение переходного металла). В частности, сплавы широко известный системы Al-Si-Mg также относятся к данной группе сплавов, однако их низкая температурная устойчивость не позволяет их отнести к жаропрочным сплавам.

Отличительной чертой микроструктуры аддитивно полученных СВДИ являются сетки интерметаллидных фаз, образующиеся при застывании расплава. По сравнению с теми же сплавами, полученными методами литья, интерметаллидные сетки, значительно более измельченные (уменьшенное межинтерметаллидное расстояние) благодаря более быстрому движению фронта жидкого и твердого металла в ванне расплава, часто достигая расстояний в несколько сотен, а порой и несколько десятков нанометров. Подобные расстояния

между интерметаллидами достижимы и в обычных методах литья при выпадении интерметаллидов во время старения. Однако в СВДИ наблюдается повышенное содержание упрочняющих фаз в десятки раз, что недостижимо при твердофазном выпадении интерметаллидов, поскольку максимальная доля осадка зависит от эвтектической точки, а не от предела растворимости [ 18, 19, 20].

В СВДИ возможно образование трещин по краям ванны расплава, связанных с термическими напряжениями во время выращивания, поскольку грубые и хрупкие интерметаллиды могут работать в качестве мест зарождения трещин [21]. Несмотря на это, подбор оптимальных режимов печати и других технологических приемов (подогрев подложки) помогает уменьшить размер частиц и размер ванны расплава, что в свою очередь подавляет трещинообразование.

1.3.3. Сплавы с керамическими наполнителями СКН представляют собой не отдельный вид сплавов, а скорее смесь двух различных материалов в виде порошка: материал матрицы (некий сплав алюминия) и керамический наполнитель с намного более высокой температурой плавления, чем матрица. Более 65% всех известных СКН используют известный сплав системы Al-Si-Mg в качестве матрицы, другие 25% используют технически чистый алюминий, оставшиеся 10% используют сплавы системы Al-Cu или Al-Mg. В процессе печати частицы наполнителя остаются в твердом состоянии, в то время как матрица расплавляется и отвердевает вокруг частиц. Такое взвешивание частиц в твердой матрице оказывает эффект на формирование микроструктуры матрицы, а также на образование и распространение дефектов материала.

При АП могут происходить существенные изменения столбчатых зерен из-за добавления керамического порошка. Как и в случае с ВДУС, наполнитель работает в качестве гетерогенных центров зародышеобразования для зерен алюминия, что приводит к образованию равноосных зеренных структур. Отличие от первой группы сплавов лишь в том, что в данном случае зародышеобразующие частицы уже находятся в расплаве, а не выделяются из него при затвердевании. Равноосные зерна подавляют появление горячих трещин при затвердевании расплава, тем

самым уже повышая технологичность сплавов, изначально непредназначенных для АП [22].

Наиболее распространенный и изученный керамический наполнитель -субмикронные частицы диборида титана (Т1Б2). Выбор данного наполнителя обусловлен опытом технологий литья, в которых Т1Б2 часто используется в виде мощного размельчителя зерна [23]. Титан, растворенный в алюминиевой матрице, также образует слой интерметаллида А13Т1 на поверхности частиц диборида титана, предоставляя более выгодное место для зарождения зерен алюминия. При содержании Т1Б2 более 1% по массе, измельченная равноосная субмикронная зеренная структура наблюдается в сплаве системы А1-Б1-М§, обработанного методом селективного лазерного плавления (СЛП); такой же результат был достигнут методом прямого лазерного выращивания (ПЛВ) сплава А17075. Помимо обычного подмешивания керамических частиц в порошок алюминия, наполнитель может быть заранее включен в слиток сплава, который затем распыляется до порошкового состояния, пригодного для использования в АП. В таком случае возможно также растворение некоторой доли титана в алюминиевой матрице, что способствует концентрационному переохлаждению, увеличивая скорость зарождения зерен [24]. Другими наполнителями, исследуемыми в подобных сплавах, являются наночастицы ЬаБ6, использованные в сплаве системы А1-Б1-М§, а также частицы СаБ6 в сплаве системы А1-Си-М§. В обоих случаях наблюдалось измельчение зерна при добавлении частиц в количестве 0.5% и 2% от веса соответственно. Также в литературе имеются упоминания об использовании частиц Т1К, ТЮ, Б1С в сплавах А17075 (аналог В95), А15024 (с примесями магний и скандия, аналога нету) с массовой долей 1-5%. Также, существуют исследования, направленные на внедрение углеродных нанотрубок в матрицу алюминиевых сплавов [25, 26].

1.4. Преимущества и недостатки аддитивного производства

Каждая технология аддитивного производства деталей и изделий обладает как преимуществами, так и недостатками. По мере развития аддитивных технологий часть ограничений удается преодолеть, что способствует расширению

сфер их использования [27]. Далее приведены ключевые достоинства АП в сравнении с традиционными методами производства:

1. Гибкость проектирования. АП позволяет применять топологическую оптимизацию и генеративное проектирование, благодаря чему создаются более легкие и прочные детали со сложной геометрией, недоступной для классических методов обработки (фрезерование, токарная обработка и т. д.) [4].

2. Сокращение числа компонентов в сборке. АП дает возможность уменьшить количество деталей, объединяя их в единую конструкцию, однако это часто приводит к усложнению формы отдельных элементов.

3. Производство деталей с индивидуальными параметрами. АП позволяет изготавливать персонализированные изделия, что находит особенное применение в медицине.

4. Ускорение разработки и прототипирования. АП позволяет быстро создавать и модифицировать детали — за часы или дни, тогда как традиционные методы требуют недель или месяцев.

5. Локализация производства и производство «по востребованию». Благодаря отсутствию необходимости иметь нужные инструменты и оснастки, АП может быть полезно при изготовлении уникальных запчастей в условиях, где недоступно традиционное производство (отдаленные регионы, суда, космос)

6. Дальнейшее совершенствование АП и рост его применения в различных отраслях позволит снизить стоимость оборудования и готовых изделий за счет масштабирования производства

1.5. Технологии аддитивного производства Наиболее популярными методами аддитивного производства, зарекомендовавшие себя в индустрии являются: 1) Стереолитография (SLA) 2) Моделирование методом наплавления (FDM) 3) Производство ламинированных объектов (LOM) 4) Селективное лазерное спекание (SLS) 5) Селективное лазерное плавление (SLM) 6) Лазерная формовка (LENS) 7) Прямое нанесение металла (DMD) 8) Электронно-лучевое плавление (EBM). Из представленных технологий наибольшей популярностью для производства металлических изделий пользуются

SLS/SLM, LENS/DMD, и LOM благодаря использованию лазерного излучения в качестве источника энергии для плавления металлического порошка [28, 29].

Наиболее развитой технологией АП на сегодняшний день является технология СЛП. В ней используется мелкодисперсный порошок, а в качестве источника тепла - ИК лазер. Во время процесса порошок поднимается из бункера с порошком и наносится при помощи разравнивающего ножа тонким слоем на подогреваемую подложку, находящуюся в бункере с деталью. Слой порошка сплавляется перемещающимся лазерным лучом с предыдущем слоем в соответствии с 3Д моделью, после чего поршень с деталью опускается вниз на одну высоту слоя и процесс повторяется заново [30]. На Рисунке 1.3 показана схема работы процесса СЛП.

В технологии СЛП можно выделить основные преимущества, которые значительно выделяют ее на фоне других технологий АП:

1. Возможность создания изделий с высокой сложностью геометрии, которую зачастую невозможно изготовить традиционными методами или даже некоторыми другими методами АП.

2. Высокое качество поверхности (порядка 6-20 мкм по Ra) и высокая геометрическая точность (~50 мкм) изготовления деталей. Данные показатели позволяют более широко внедрять данный процесс в различные требовательные отрасли, такие как авиакосмическую, медицинскую, автомобильную.

3. Минимизация отходов материала. В процессе СЛП исходный порошок расходуется лишь ровно на тот объем материала, необходимый для создания детали в отличии от традиционных методов, где КИМ может достигать менее 10%.

4. Управление температурном циклом. Благодаря наличию подогрева платформы и широкому набору технологических параметров возможно управление микроструктурой изделий и компенсации деформаций и напряжений.

5. Возможность проведения топологической оптимизации предполагаемого изделия или даже целых узлов, что позволяет снижать кол-во изделий в сборке, а также приводит к снижению массы узла, его производительности и даже сокращению времени и затрат на производство.

Рисунок 1.3 Схема процесса технологии СЛП Технология СЛП включает в себя несколько ключевых технологических параметров, которые в значительной степени влияют на процесс изготовления изделий. Подбор правильных значений для каждого конкретного параметра в зависимости от применяемого материала и каждого конкретного изделия требует глубокого понимания процесса и опыта работы. Можно условно разделить контролируемые технологические параметры на группы [31]: параметры, связанные с оптической системы установки (мощность излучения, скорость сканирования, диаметр пятна, распределение интенсивности по пятну), параметры, связанные с механической системой установки (перемещение на толщину слоя, скорость и способ нанесения порошка, обдув платформы построения, нагрев платформы), и параметры, связанные с геометрией слоя (зазор между шага между треками, стратегия сканирования, кол-во периметров и т.д.) [32-34].

Известно, что в процессах аддитивного производства воздействие лазерного излучения происходит за очень короткий промежуток времени. Диаметр фокусного пятна также мал (в среднем от 10 - 100 мкм), что в совокупности с быстротой воздействия позволяет достигать высоких скоростей охлаждения при обработке материалов. Так, скорости охлаждения ванны расплава могут достигать значений 103-108 К/с, что приводит к различным последствиям, как к негативным (появление термических напряжений), так и к положительным [35, 36]. Полезное воздействие высокой скорости охлаждения имеет разный характер для различных типов жаропрочных алюминиевых сплавов.

1.6. Потенциальные преимущества аддитивного производства для

жаропрочных сплавов алюминия

Для ВДУС польза проявляется в виде перенасыщении расплава некоторыми легирующими элементами (скандий, цирконий) при высоких скоростях затвердевания фронта расплава, что в свою очередь приводит к увеличению доли упрочняющих фаз при старении. Дополнительно, многократный проход лазерного луча по уже сплавленной поверхности может выступать в роли искусственного старения, опять же ускоряя выделение упрочняющих частиц.

В случае СВДИ, как было упомянуто при их описании, при АП наблюдаются более измельченные сетки интерметаллидов, а также повышенное содержание упрочняющих фаз. Более того, для определенных систем сплавов возможно получить даже большую объемную долю интерметаллидов благодаря неравновесным эффектам, если образование вторичной фазы легко подавляется. В таком случае возможно получить эвтектическую структуру даже в заэвтектических сплавах. В около эвтектических СВДИ, интерметаллиды существуют в виде связанной интерметаллидной-альфа-алюминий микроструктуре.

Для СКН преимущество использования методов АП проявляется в увеличении доли поглощаемого лазерного излучения. Известно, что алюминий является металлом с высокой отражающей способностью. Керамические наполнители имеют повышенный коэффициент поглощения, что и позволяет увеличить его для всего порошкового слоя. Вторым потенциальным преимуществом СКН в АП является более равномерное распределение частиц наполнителя по объему детали, поскольку равномерное перемешивание частиц достигается во время смеси порошка и практически не меняется после обработки, в отличии от литья. Однако, стоит отметить, что хотя распределение частиц на макроуровне довольно равномерно, их распределение в пределах одного трека может быть непостоянно из-за эффекта Марангони в ванне расплава и других факторов, влияющих на перемешивание расплава и сегрегацию частиц [37].

Дополнительно в каждом типе сплавов жаропрочного алюминия наблюдается измельченная структура, благодаря быстрому затвердеванию и

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Бинков Иван Игоревич, 2026 год

Список литературы

1. ГОСТ Р 57558-2017. Аддитивные технологические процессы. Базовые принципы. Введ. 12.01.2017. М.: Стандартинформ, 2017. 16 с.

2. Gibson I., Rosen D.W., Stucker B. Additive Manufacturing Technologies: 3D Printing, Rapid Prototyping, and Direct Digital Manufacturing. New York: Springer, 2010. 510 p.

3. Ngo T.D., Kashani A., Imbalzano G. et al. Additive manufacturing (3D printing): A review of materials, methods, applications and challenges // Composites Part B: Engineering. 2018. Vol. 143. P. 172-196. DOI: 10.1016/j.compositesb.2018.02.012.

4. Abdulhameed O., Al-Ahmari A., Ameen W., Mian S.H. Additive Manufacturing: Challenges, Trends, and Applications // Advances in Mechanical Engineering. 2019. Vol. 11, № 2. P. 1-27. DOI: 10.1177/1687814018822880.

5. Simpson T.W., Williams C.B., Hripko M. Preparing Industry for Additive Manufacturing and Its Applications: Summary & Recommendations from a National Science Foundation Workshop // Additive Manufacturing. 2017. Vol. 13. P. 166-178. DOI: 10.1016/j.addma.2016.10.001.

6. Lumley R.N. (ed.) Fundamentals of Aluminium Metallurgy: Production, Processing and Applications. Cambridge: Woodhead Publishing, 2018. 800 p. ISBN 9780-08-102063-0.

7. Логинова И.С. Исследование формирования структуры в процессе лазерной обработки алюминиевых сплавов, предназначенных для аддитивных технологий: дис. ... канд. техн. наук: 05.16.01. М.: МИСиС, 2019. 157 с.

8. Michi R.A., Plotkowski A., Shyam A. et al. Towards High-Temperature Applications of Aluminium Alloys Enabled by Additive Manufacturing // International Materials Reviews. 2021. Vol. 67, № 3, P. 293-345. DOI: 10.1080/09506608.2021.1951580.

9. Технологические процессы в машиностроении / под общ. ред. В.А. Вагнера. Барнаул: Изд-во АлтГТУ, 2006. 592 с.

10. Kurz W., Trivedi R. Eutectic Growth Under Rapid Solidification Conditions // Metallurgical Transactions A. 1991. Vol. 22. P. 3051-3057. DOI: 10.1007/BF02650266.

11. Cann J.L., De Luca A., Dunand D.C. et al. Sustainability Through Alloy Design: Challenges and Opportunities // Progress in Materials Science. 2020. Art. 100722. DOI: 10.1016/j.pmatsci.2020.100722.

12. Czerwinski F. Thermal Stability of Aluminum-Cerium Binary Alloys Containing the Al-Al11Ce3 Eutectic // Materials Science & Engineering A. 2021. Vol. 809. Art. 140973. DOI: 10.1016/j.msea.2021.140973.

13. Jia Q., Rometsch P., Kurnsteiner P. et al. Selective Laser Melting of a High Strength Al-Mn-Sc Alloy: Alloy Design and Strengthening Mechanisms // Acta Materialia. 2019. Vol. 171. P. 108-118. DOI: 10.1016/j.actamat.2019.04.014.

14. Fuller C.B., Murray J.L., Seidman D.N. Temporal Evolution of the Nanostructure of Al(Sc,Zr) Alloys: Part I - Chemical Compositions of Al3(Sc1-xZrx) Precipitates // Acta Materialia. 2005. Vol. 53. P. 5401-5413. DOI: 10.1016/j.actamat.2005.08.016.

15. Шоршоров М.Х., Ерохин А.А., Чернышова Т.А. и др. Горячие трещины при сварке жаропрочных сплавов. М.: Машиностроение, 1973. 224 с.

16. Бинков И.И., Повалюхин Д.В. Исследование пористости, микротвердости и оптимальных режимов выращивания деталей из алюминиевого порошка методом селективного лазерного плавления // Наукоемкие технологии. 2020. № 10. С. 4048.

17. Loginova I.S., Sazerat M.V., Loginov P.A. et al. Evaluation of Microstructure and Hardness of Novel Al-Fe-Ni Alloys with High Thermal Stability for Laser Additive Manufacturing // JOM. 2020. Vol. 72. P. 4347-4357. DOI: 10.1007/s11837-020-04321-2.

18. Czerwinski F. Cerium in Aluminum Alloys // Journal of Materials Science. 2019. Vol. 54. P. 11751-11784. DOI: 10.1007/s10853-019-03892-z.

19. Weiss D. Castability and Characteristics of High Cerium Aluminum Alloys // Aluminum Alloys: Fabrication, Characterization and Applications. London: IntechOpen, 2018. P. 63-78. DOI: 10.5772/intechopen.72830.

20. Grieb B., Pisch A. Aluminium - Cerium - Iron // Landolt-Börnstein - Group IV Physical Chemistry. 2004. Vol. 11A1. P. 196-202.

21. Benoit M.J., Zhu S.M., Abbott T.B. et al. Evaluation of the Effect of Rare Earth Alloying Additions on the Hot Tearing Susceptibility of Aluminum Alloy 7150 During Rapid Solidification // Metallurgical and Materials Transactions A. 2020. Vol. 51. P. 5213-5227. DOI: 10.1007/s11661-020-05930-x.

22. Чернышова Т.А. Границы зерен в металле сварных соединений. М.: Наука, 1986. 200 с.

23. Xi L.X., Zhang H., Wang P. et al. Comparative Investigation of Microstructure, Mechanical Properties and Strengthening Mechanisms of Al-12Si/TiB2 Fabricated by Selective Laser Melting and Hot Pressing // Ceramics International. 2018. Vol. 44, №2 14. P. 17635-17642. DOI: 10.1016/j.ceramint.2018.06.225.

24. Greer A.L., Cooper P.S., Meredith M.W. et al. Grain Refinement of Aluminium Alloys by Inoculation // Advanced Engineering Materials. 2003. Vol. 5, № 2. P. 81-91. DOI: 10.1002/adem.200390013.

25. Gu D., Rao X., Dai D. et al. Laser Additive Manufacturing of Carbon Nanotubes (CNTs) Reinforced Aluminum Matrix Nanocomposites: Processing Optimization, Microstructure Evolution and Mechanical Properties // Additive Manufacturing. 2019. Vol. 27. P. 100801. DOI: 10.1016/j.addma.2019.100801.

26. Lin T.-C., Cao C., Sokoluk M. et al. Aluminum with Dispersed Nanoparticles by Laser Additive Manufacturing // Nature Communications. 2019. Vol. 10. Art. 4124. DOI: 10.1038/s41467-019-12047-2.

27. Gardner L. Metal Additive Manufacturing in Structural Engineering - Review, Advances, Opportunities and Outlook // Structures. 2023. Vol. 47. P. 2178-2193. DOI: 10.1016/j.istruc.2022.12.039.

28. Yadroitsev I. Selective Laser Melting: Direct Manufacturing of 3D-Objects by Selective Laser Melting of Metal Powders. Saarbrücken: LAP LAMBERT Academic Publishing, 2009. 244 p.

29. Yadroitsev I., Yadroitsava I., Du Plessis A., MacDonald E. Fundamentals of Laser Powder Bed Fusion of Metals. Amsterdam: Elsevier, 2021. 500 p. ISBN 978-0-12824090-8.

30. Griffiths S., Rossell M.D., Croteau J. et al. Effect of Laser Rescanning on the Grain Microstructure of a Selective Laser Melted Al-Mg-Zr Alloy // Materials Characterization. 2018. Vol. 143. P. 34-42. DOI: 10.1016/j.matchar.2018.03.033.

31. Mishra R.S., Thapliyal S. Design Approaches for Printability-Performance Synergy in Al Alloys for Laser-Powder Bed Additive Manufacturing // Materials & Design. 2021. Vol. 204. Art. 109640. DOI: 10.1016/j.matdes.2021.109640.

32. Ежов И.В. Неравновесные состояния в мелкокристаллических медицинских сплавах кобальта и титана, полученных методом селективного лазерного сплавления: автореф. дис. ... канд. техн. наук: 05.16.01. Екатеринбург: ИФМ УрО РАН, 2021. 24 с.

33. Jia H., Sun H., Wang H. et al. Scanning Strategy in Selective Laser Melting (SLM): A Review // International Journal of Advanced Manufacturing Technology. 2021. Vol. 113. P. 2413-2435. DOI: 10.1007/s00170-021-06810-3.

34. Thijs L., Kempen K., Kruth J.-P., Van Humbeeck J. Fine-Structured Aluminium Products with Controllable Texture by Selective Laser Melting of Pre-Alloyed AlSi10Mg Powder // Acta Materialia. 2013. Vol. 61, № 5. P. 1809-1819. DOI: 10.1016/j.actamat.2012.11.052.

35. Jia Q., Rometsch P., Cao S. et al. Towards a High Strength Aluminium Alloy Development Methodology for Selective Laser Melting // Materials & Design. 2019. Vol. 174. Art. 107775. DOI: 10.1016/j.matdes.2019.107775.

36. Bi J., Lei Z., Chen Y. et al. Effect of Al3(Sc, Zr) and Mg2Si Precipitates on Microstructure and Tensile Properties of Selective Laser Melted Al-14.1Mg-0.47Si-0.31Sc-0.17Zr Alloy // Intermetallics. 2020. Vol. 123. Art. 106822. DOI: 10.1016/j.intermet.2020.106822.

37. Behera M.P., Dougherty T., Singamneni S., De Silva K. Selective Laser Melting of Aluminium Metal-Matrix Composites and the Challenges // Materials Today: Proceedings. 2020. Vol. 27. P. 1-6. DOI: 10.1016/j.matpr.2020.05.086.

38. Aboulkhair N.T. Additive Manufacture of an Aluminium Alloy: Processing, Microstructure, and Mechanical Properties: guc. ... PhD. Nottingham: University of Nottingham, 2015. 215 p.

39. Czerwinski F. Thermal Stability of Aluminum-Cerium Binary Alloys Containing the Al-Al11Ce3 Eutectic // Materials Science & Engineering A. 2021. Vol. 809. Art. 140973. DOI: 10.1016/j.msea.2021.140973.

40. Sun S., Zheng L., Liu Y. et al. Characterization of Al-Fe-V-Si Heat-Resistant Aluminum Alloy Components Fabricated by Selective Laser Melting // Journal of Materials Research. 2015. Vol. 30, № 10. P. 1661-1672. DOI: 10.1557/jmr.2015.110.

41. Sims Z.C., Rios O.R., Weiss D. et al. High Performance Aluminum-Cerium Alloys for High-Temperature Applications // Materials Horizons. 2017. Vol. 4, № 6. P. 10701078. DOI: 10.1039/C7MH00391A.

42. MacDonald B.E., Soderhjelm C., Weiss D. et al. Compositional Tolerances in the Al-Ce-Ni Hypoeutectic System // SSRN Electronic Journal. 2023. P. 23. DOI: 10.2139/ssrn.4536200.

43. Chernyshikhin S.V., Dzidziguri E.L., Fedorenko L.V. et al. Structure and Mechanical Properties of Al-Ce-Fe Alloy Synthesized by LPBF Method // Metals and Materials International. 2024. Vol. 30, № 11. P. 3184-3201 DOI: 10.1007/s12540-024-01698-6.

44. Zhou L., Huynh T., Park S. et al. Laser Powder Bed Fusion of Al-10 wt% Ce Alloys: Microstructure and Tensile Property // Journal of Materials Science. 2020. Vol. 55. P. 14611-14623. DOI: 10.1007/s10853-020-05037-z.

45. Numerical Simulation of Thermal Behavior and Experimental Investigation of Thin Walls during Direct Metal Deposition of 316L Stainless Steel Powder / I.I. Binkov [et al.] // Lasers in Manufacturing and Materials Processing. 2021. Vol. 8. P. 426-442. DOI: 10.1007/s40516-021-00147-1.

46. Mani M., Lane B., Donmez A. et al. Measurement Science Needs for Real-time Control of Additive Manufacturing Powder Bed Fusion Processes. Gaithersburg: National Institute of Standards and Technology, 2015. 40 p. (NIST IR 8036). DOI: 10.6028/NIST.IR.8036.

47. Рыкалин Н.Н. Расчеты тепловых процессов при сварке. М.: Изд-во АН СССР, 1951. 296 с.

48. Технологические процессы лазерной сварки, резки и размерной обработки / под ред. А.Г. Григорьянца; авт.: А.Г. Григорьянц, И.Н. Шиганов, А.И. Мисюров. М.: Машиностроение, 2024. 376 с.

49. Khairallah S.A., Anderson A.T., Rubenchik A., King W.E. Laser Powder-Bed Fusion Additive Manufacturing: Physics of Complex Melt Flow and Formation Mechanisms of Pores, Spatter, and Denudation Zones // Acta Materialia. 2016. Vol. 108. P. 36-45. DOI: 10.1016/j.actamat.2016.02.014.

50. Солдаткин А.В., Баранова Е.С. Введение в метод конечных элементов: учеб. пособие. СПб.: БГТУ, 2020. 123 с.

51. Gong H. Generation and Detection of Defects in Metallic Parts Fabricated by Selective Laser Melting and Electron Beam Melting and Their Effects on Mechanical Properties: дис. ... PhD. University of Louisville, Louisville, 2013. 215 p.

52. Zhou R., Liu H., Wang H. Modeling and Simulation of Metal Selective Laser Melting Process: A Critical Review // International Journal of Advanced Manufacturing Technology. 2022. Vol. 121. P. 5693-5706. DOI: 10.1007/s00170-022-09721-z.

53. Wu C., Xie P., Zafar M.Q., Zhao H. High-Fidelity Modeling of Multilayer Building Process in Electron Beam Powder Bed Fusion: Build-Quality Prediction and Formation-Mechanism Investigation // Chinese Journal of Mechanical Engineering: Additive Manufacturing Frontiers. 2023. Vol. 2, № 3. Art. 100086. DOI: 10.1016/j.cjmeam.2023.100086.

54. Sih S.S., Barlow J.W. The Prediction of the Emissivity and Thermal Conductivity of Powder Beds // Particulate Science and Technology: An International Journal. 2004. Vol. 22, № 4. P. 427-440. DOI: 10.1080/02726350490501682.

55. Khmyrov R.S., Ableeva R.R., Gusarov A.V. Metallographic Study of Denudation in Laser Powder-Bed Fusion // Procedia CIRP. 2020. Vol. 94. P. 194-199. DOI: 10.1016/j.procir.2020.09.037.

56. Борисов Е.В. Формирование заданной структуры турбинной лопатки из жаропрочного никелевого сплава методом селективного лазерного

плавления: автореф. дис. ... канд. техн. наук: 05.16.01. СПб.: ФГАОУ ВО «СПбПУ», 2017. 157 с.

57. Бинков И.И., Холопов А.А., Захра М. Экспериментальное и численное исследование теплообмена при выращивании тонкостенных деталей методом коаксиального лазерного плавления // Наукоёмкие технологии в машиностроении. 2022. № 4. С. 25-33.

58. He Q., Xia H., Liu J., Ao X., Lin S. Modeling and Numerical Studies of Selective Laser Melting: Multiphase Flow, Solidification and Heat Transfer // Materials & Design. 2020. Vol. 196. Art. 109115. DOI: 10.1016/j.matdes.2020.109115.

59. Li L., Hassanin H., Attallah M.M. et al. Thermal Modeling of 304L Stainless Steel Selective Laser Melting // Proceedings of the ASME 2017 International Mechanical Engineering Congress and Exposition. Tampa, Florida, USA, November 3-9, 2017. P. 1068-1081. DOI: 10.1115/IMECE2017-71263.

60. Zheng H., Li H., Lang L., Gong S., Ge Y. Effects of Scan Speed on Vapor Plume Behavior and Spatter Generation in Laser Powder Bed Fusion Additive Manufacturing // Journal of Manufacturing Processes. 2018. Vol. 36. P. 60-67. DOI: 10.1016/j.jmapro.2018.09.011.

61. Brandau B., Kopp S., Kröger M. et al. Absorbance Study of Powder Conditions for Laser Additive Manufacturing // Materials & Design. 2022. Vol. 216. Art. 110591. DOI: 10.1016/j.matdes.2022.110591.

62. Получение бездефектных заготовок с измельченной микроструктурой из молибденового сплава при селективном лазерном плавлении / И.И. Бинков [и др.] // Заготовительные производства в машиностроении. 2024. № 2. С. 90-95.

63. Kumar S. Selective Laser Sintering/Melting // Comprehensive Materials Processing. 2014. Vol. 10. P. 93-134. DOI: 10.1016/B978-0-08-096532-1.01003-7.

64. Cordova L., Campos M., Tinga T. Revealing the Effects of Powder Reuse for Selective Laser Melting by Powder Characterization // JOM. 2019. Vol. 71. P. 10621072. DOI: 10.1007/s11837-018-3305-2.

65. Mussatto A., Groarke R., O'Neill A. et al. Influences of Powder Morphology and Spreading Parameters on the Powder Bed Topography Uniformity in Powder Bed Fusion

Metal Additive Manufacturing // Additive Manufacturing. 2021. Vol. 38. Art. 101807. DOI: 10.1016/j.addma.2020.101807.

66. Santecchia E., Spigarelli S., Cabibbo M. Material Reuse in Laser Powder Bed Fusion: Side Effects of the Laser-Metal Powder Interaction // Metals. 2020. Vol. 10, № 3. Art. 341. DOI: 10.3390/met10030341.

67. Wischeropp T.M., Emmelmann C., Brandt M., Pateras A. Measurement of Actual Powder Layer Height and Packing Density in a Single Layer in Selective Laser Melting // Additive Manufacturing. 2019. Vol. 28. P. 176-183. DOI: 10.1016/j.addma.2019.04.019.

68. Hardening of Additive Manufactured 316L Stainless Steel by Using Bimodal Powder Containing Nanoscale Fraction / I.I. Binkov [et al.] // Materials. 2021. Vol. 14, № 1. Art. 115. DOI: 10.3390/ma14010115.

69. Aboulkhair N.T., Maskery I., Tuck C. et al. On the Formation of AlSi10Mg Single Tracks and Layers in Selective Laser Melting: Microstructure and Nano-Mechanical Properties // Journal of Materials Processing Technology. 2016. Vol. 230. P. 88-98. DOI: 10.1016/j.jmatprotec.2015.11.016.

70. Promoppatum P., Yao S.C. Analytical Evaluation of Defect Generation for Selective Laser Melting of Metals // International Journal of Advanced Manufacturing Technology. 2019. Vol. 103. P. 1185-1198. DOI: 10.1007/s00170-019-03500-z.

71. Aboulkhair N.T., Everitt N.M., Ashcroft I., Tuck C. Reducing Porosity in AlSi10Mg Parts Processed by Selective Laser Melting // Additive Manufacturing. 2014. Vol. 1-4. P. 77-86. DOI: 10.1016/j.addma.2014.08.001.

72. Kurz W., Fisher D.J. Fundamentals of Solidification. 3rd ed. Aedermannsdorf: Trans Tech Publications, 1990. 305 p.

73. Ciurana J., Hernandez L., Delgado J. Energy Density Analysis on Single Tracks Formed by Selective Laser Melting with CoCrMo Powder Material // International Journal of Advanced Manufacturing Technology. 2013. Vol. 68, № 9-12. P. 1963-1978. DOI: 10.1007/s00170-013-4902-4.

74. Li R., Liu J., Shi Y. et al. Balling Behavior of Stainless Steel and Nickel Powder During Selective Laser Melting Process // International Journal of Advanced

Manufacturing Technology. 2012. Vol. 59. P. 1025-1035. DOI: 10.1007/s00170-011-3566-1.

75. Tang M., Pistorius P.C. Oxides, Porosity and Fatigue Performance of AlSi10Mg Parts Produced by Selective Laser Melting // International Journal of Fatigue. 2017. Vol. 94, Part 2. P. 192-201. DOI: 10.1016/j.ijfatigue.2016.06.002.

76. Experimental and Numerical Study of Heat Transfer in Thin-Walled Structures Built by Direct Metal Deposition and Geometry Improvement via Laser Power Modulation / I.I. Binkov [et al.] // Lasers in Manufacturing and Materials Processing. 2023. Vol. 10. P. 353-372. DOI: 10.1007/s40516-023-00211-y.

77. Mercelis P., Kruth J.P. Residual Stresses in Selective Laser Sintering and Selective Laser Melting // Rapid Prototyping Journal. 2006. Vol. 12, № 5. P. 254-265. DOI: 10.1108/13552540610707057.

78. Peng X., Kong L., An H., Dong G. A Review of In Situ Defect Detection and Monitoring Technologies in Selective Laser Melting // 3D Printing and Additive Manufacturing. 2022. Vol. 10. № 3. P. 438-466. DOI: 10.1089/3dp.2021.0114.

79. Хомутов М.Г. Структура и свойства жаропрочного никелевого сплава, полученного методом селективного лазерного плавления: дис. ... канд. техн. наук: 05.16.01. М.: МИСиС, 2018. 128 с.

80. Mugwagwa L., Dimitrov D., Matope S. et al. Evaluation of the Impact of Scanning Strategies on Residual Stresses in Selective Laser Melting // International Journal of Advanced Manufacturing Technology. 2019. Vol. 102. P. 2441-2450. DOI: 10.1007/s00170-019-03396-9.

81. Jhabvala J., Boillat E., Antignac T., Glardon R. On the Effect of Scanning Strategies in the Selective Laser Melting Process // Virtual and Physical Prototyping. 2010. Vol. 5, № 2. P. 99-109. DOI: 10.1080/17452751003688368.

82. Liu Y., Yang Y., Mai S., Wang D., Song C. Investigation into Spatter Behavior During Selective Laser Melting of AISI 316L Stainless Steel Powder // Materials & Design. 2015. Vol. 87. P. 797-806. DOI: 10.1016/j.matdes.2015.08.086.

83. Zhang B., Li Y., Bai Q. Mechanisms of Defect Formation in Selective Laser Melting: A Review // Chinese Journal of Mechanical Engineering. 2017. Vol. 30. № 3. P. 515-527. DOI: 10.1007/s10033-017-0121-5.

84. Du Plessis A., Yadroitsava I., Yadroitsev I. Effects of Defects on Mechanical Properties in Metal Additive Manufacturing: A Review Focusing on X-Ray Tomography Insights // Materials & Design. 2020. Vol. 187. Art. 108385. DOI: 10.1016/j.matdes.2019.108385.

85. Marquis E.A., Dunand D.C. Model for Creep Threshold Stress in Precipitation-Strengthened Alloys with Coherent Particles // Scripta Materialia. 2002. Vol. 47. P. 503508. DOI: 10.1016/S1359-6462(02)00165-3.

86. Krug M.E., Dunand D.C. Modeling the Creep Threshold Stress Due to Climb of a Dislocation in the Stress Field of a Misfitting Precipitate // Acta Materialia. 2011. Vol. 59. P. 5125-5134. DOI: 10.1016/j.actamat.2011.04.044.

87. Loginova I.S., Sazerat M.V., Loginov P.A. et al. Evaluation of Microstructure and Hardness of Novel Al-Fe-Ni Alloys with High Thermal Stability for Laser Additive Manufacturing // JOM. 2020. Vol. 72. P. 4347-4357. DOI: 10.1007/s11837-020-04321-2.

88. Механические свойства образцов из алюминиевого порошка АСП-30 изготовленные методом селективного лазерного плавления / И.И. Бинков [и др.] // Цветные металлы. 2023. № 4 (940). С. 66-70. DOI: 10.17580/tsm.2023.03.08.

89. Haines M., Plotkowski A., Frederick C.L. et al. A Sensitivity Analysis of the Columnar-to-Equiaxed Transition for Ni-Based Superalloys in Electron Beam Additive Manufacturing // Computational Materials Science. 2018. Vol. 155. P. 340-349. DOI: 10.1016/j.commatsci.2018.08.064.

90. Fiocchi J., Tuissi A., Biffi C.A. Heat Treatment of Aluminium Alloys Produced by Laser Powder Bed Fusion: A Review // Materials & Design. 2021. Vol. 204. Art. 109651. DOI: 10.1016/j.matdes.2021.109651.

91. Бер Л.Б. О стадиях старения алюминиевых сплавов // Технология легких сплавов. 2013. № 4. С. 66-76.

92. Hadadzadeh A., Shalchi Amirkhiz B., Odeshi A. et al. Role of Hierarchical Microstructure of Additively Manufactured AlSi10Mg on Dynamic Loading Behavior // Additive Manufacturing. 2019. Vol. 28. P. 1-13. DOI: 10.1016/j.addma.2019.04.012.

93. Takata N., Kodaira H., Sekizawa K. et al. Change in Microstructure of Selectively Laser Melted AlSi10Mg Alloy with Heat Treatments // Materials Science and Engineering: A. 2017. Vol. 704. P. 218-228. DOI: 10.1016/j.msea.2017.08.029.

94. Uesugi T., Higashi K. First-Principles Studies on Lattice Constants and Local Lattice Distortions in Solid Solution Aluminum Alloys // Computational Materials Science. 2013. Vol. 67. P. 1-10. DOI: 10.1016/j.commatsci.2012.08.037.

95. Бараз В.Р., Филиппов М.А. Физические основы упрочнения и разрушения материалов: учеб. пособие. Екатеринбург: Изд-во Урал. ун-та, 2017. 192 с.

96. Plotnikov E.Y., Mao Z., Baik S.-I. et al. A Correlative Four-Dimensional Study of Phase-Separation at the Subnanoscale to Nanoscale of a Ni-Al Alloy // Acta Materialia. 2019. Vol. 171. P. 306-333. DOI: 10.1016/j.actamat.2019.03.016.

97. Manca D.R., Churyumov A.Yu., Pozdniakov A.V. et al. Novel Heat-Resistant Al-Si-Ni-Fe Alloy Manufactured by Selective Laser Melting // Materials Letters. 2019. Vol. 236. P. 676-679. DOI: 10.1016/j.matlet.2018.11.033.

98. Bian Z., Dai S., Wu L. et al. Thermal Stability of Al-Fe-Ni Alloy at High Temperatures // Journal of Materials Research and Technology. 2019. Vol. 8. P. 25382548. DOI: 10.1016/j.jmrt.2019.01.028.

99. Hintze W., Schotz R., Mehnen J. et al. Helical Milling of Bore Holes in Ti6Al4V Parts Produced by Selective Laser Melting with Simultaneous Support Structure Removal // Procedia Manufacturing. 2018. Vol. 18. P. 89-96. DOI: 10.1016/j.promfg.2018.11.012.

100. Simoni F., Huxol A., Villmer F.J. Improving Surface Quality in Selective Laser Melting Based Tool Making // Journal of Intelligent Manufacturing. 2021. Vol. 32. P. 1927-1938. DOI: 10.1007/s10845-021-01744-9.

101. Sharma R., Sharma K., Saraswat B.K. A Review of the Mechanical and Chemical Properties of Aluminium Alloys AA6262 T6 and Its Composites for Turning Process in the CNC // Materials Today: Proceedings. 2023. DOI: 10.1016/j.matpr.2023.01.421.

102. Наумова Е.А. Исследование структуры и свойств жаропрочных литейных сплавов эвтектического типа на базе системы алюминий-церий: дис. ... канд. техн. наук: 05.16.01. М.: МИСиС, 1999. 176 с.

103. Vora P., Mumtaz K., Todd I., Hopkinson N. AlSi12 In-Situ Alloy Formation and Residual Stress Reduction Using Anchorless Selective Laser Melting // Additive Manufacturing. 2015. Vol. 8. P. 12-19. DOI: 10.1016/j.addma.2015.06.003.