Модификация структурно-фазового состояния титанового сплава Ti-6Al-4V, полученного электронно-лучевым аддитивным методом | Изв. вузов. Физика. 2019. № 8. DOI: 10.17223/00213411/62/8/143

Модификация структурно-фазового состояния титанового сплава Ti-6Al-4V, полученного электронно-лучевым аддитивным методом

С использованием электронно-лучевой проволочной аддитивной технологии по двум режимам, отличающимся величиной тока электронного пучка, получены образцы из сплава Ti-6Al-4V. Проведены исследования структуры, фазового состава и микротвердости образцов. Процесс выращивания происходил с использованием комбинированной подложки из титанового сплава ВТ1-0 и нержавеющей стали 12Х18Н10. Показано, что для режима с большим значением тока пучка было характерно образование столбчатых зерен β-фазы с меньшей высотой и шириной по сравнению с режимом с низким током. Данный эффект обсуждается в терминах выравнивания температурного градиента и увеличения скорости охлаждения в процессе выращивания, из-за образования диффузионного соединения между пластинами из титанового сплава и нержавеющей стали, содержащего интерметаллиды Fe2Ti, FeTi и Cr2Ti.

Modification of structural-phase state of titanium alloy Ti-6Al-4V, obtained by electron-beam additive method.pdf Введение Титановый сплав Ti-6Al-4V широко применяется в авиационно-космической, автомобильной, биомедицинской и химической промышленности благодаря сочетанию высоких прочностных и антикорозионных свойств [1, 2]. Высокая стоимость деталей из титановых сплавов определяется большим расходом материала при механической обработке. Применение аддитивных технологий позволяет снизить затраты при производстве изделий из титановых сплавов [3] за счет изготовления высокоточных заготовок, которые в дальнейшем требуют минимальной механической обработки. При этом ключевым требованием при изготовлении таких заготовок является сохранение высоких механических характеристик изготавливаемого материала. Аддитивные технологии, в которых в качестве основного расходного материала используется проволока, обладают высокой производительностью [3], однако существуют некоторые трудности, которые ограничивают их широкое применение для титановых сплавов. Значительный подвод тепла и большой градиент температуры во время процесса выращивания Ti-6Al-4V приводят к образованию длинных столбчатых зерен β-фазы, ориентированных вдоль направления выращивания, перпендикулярно подложке. Формирование крупных столбчатых зерен β-фазы является решающим фактором, определяющим анизотропию механических свойств всего изделия из титанового сплава. При растяжении вдоль направления выращивания (роста) материал обнаруживает тенденцию к более высокой пластичности, но к более низким пределу текучести и прочности, чем при растяжении в направлении, параллельном подложке [4]. Поэтому такая структура материала недопустима для изделий, в которых требуется изотропия механических свойств. Однако структура с крупными столбчатыми зернами β-фазы может быть востребована при изготовлении изделий, требующих существенной анизотропии свойств в одном из направлений (например, таких, как лезвийный инструмент). К настоящему времени проведено несколько исследований, в которых предпринимались попытки уменьшить размер столбчатых зерен в титановом сплаве, полученном аддитивной технологией. В работе [5] был получен Ti-6Al-4V с мелким размером β-зерна с помощью прокатки роликом под высоким давлением каждого выращенного слоя непосредственно после его нанесения. В [6] авторы применили метод увеличения скорости охлаждения, чтобы уменьшить размер зерен β-фазы. В [7] получили более узкие столбчатые β-зерна путем добавления частиц бора в расплавленную ванну. Не все вышеописанные приемы уменьшения столбчатых зерен применимы в случае электронно-лучевой проволочной аддитивной технологии, поскольку процесс выращивания изделия происходит в вакуумной камере. Однако эта технология обладает большим потенциалом с точки зрения получения материалов с уникальной структурой и высокими механическими свойствами [8]. Целью настоящей работы являлось исследование структуры и фазового состава сплава Ti-6Al-4V, полученного с использованием электронно-лучевой проволочной аддитивной технологии и выращенного на комбинированной подложке из титанового сплава ВТ1-0 и нержавеющей стали 12Х18Н10. Сущность подхода заключается в нахождении параметров получения, при которых будет формироваться диффузионное соединение между пластинами титанового сплава и нержавеющей стали, которое изменит режим охлаждения выращиваемого сплава Ti-6Al-4V и модифицирует столбчатую структуру зерен β-фазы. Материалы и методика исследований Рис. 1. Общая схема процесса послойного выращивания образца методом проволочной электронно-лучевой аддитивной технологии (а) и траектория движения при построении каждого слоя (б): 1 - подвижный стол; 2 - пластина из сплава 12Х18Н10Т; 3 - пластина из сплава ВТ1-0; 4 - электронная пушка; 5 - электронный пучок; 6 - податчик проволоки; 7 - проволока; 8 - ванна расплава; 9 - выращенный материал Образцы получены с использованием экспериментальной установки для выращивания изделий в вакууме с использованием проволоки. Для создания ванны расплава и плавления проволоки использовали электронный пучок. Схема получения образцов приведена на рис. 1, а. В качестве исходного материала использована проволока из титанового сплава Ti-6Al-4V диаметром 0.8 мм. Выращивание образцов проводилось на комбинированной подложке, состоящей из пластины сплава ВТ1-0 с размерами 75×75×2.5 мм, приваренной точечной сваркой к пластине из нержавеющей стали 12Х18Н10 с размерами 110×110×7.8 мм. В процессе выращивания ванна расплава формировалась разверткой электронного пучка в форме кольца диаметром 5 мм. Частота развертки составляла 1 кГц. Проволока подавалась специальным податчиком, неподвижно закрепленным относительно электронной пушки (рис. 1, а). Комбинация параметров электронного пучка, скорости подачи проволоки и линейной скорости выращивания (скорости перемещения стола относительно пучка) были подобраны таким образом, чтобы обеспечить стабильность процесса плавления проволоки и стекания жидкого металла в ванну расплава непрерывным потоком. Параметры процесса послойного выращивания приведены в табл. 1. Использовались два режима, отличающиеся по величине тока пучка, а именно при втором режиме ток пучка был в 2 раза выше, чем для первого режима. При выращивании образца на подложку было последовательно нанесено три слоя согласно стратегии сканирования, показанной на рис. 1, б. Для металлографического анализа образцы подготавливали шлифованием на наждачной бумаге разной зернистости с последующей полировкой на алмазной пасте. Химическое травление проводили в реактиве состава 2 % HF, 2 % HNO3, 96 % H2O (указаны объемные доли). Микроструктура была исследована с использованием оптического (ОМ) и растрового электронного микроскопа (РЭМ), оснащенного приставкой для микрорентгеноспектрального анализа (МРСА). Идентификация фаз выполнялась посредством рентгеноструктурного анализа (РСА) с использованием излучения CoKα. Таблица 1 Технологические параметры процесса выращивания Ускоряющее напряжение пучка Первый режим Второй режим 40 кВ Ток пучка: - первого слоя - последующих слоёв 16 мА 14 мА 30 мА 28 мА Диаметр пучка 0.15-0.18 мм Фокусное расстояние пучка 220 мм Развертка пучка Круг диаметром 5 мм Частота развертки 1 кГц Шаг смещения Х 5 мм Высота слоя 0.8 мм Количество слоев 3 шт. Скорость подачи проволоки 880 мм/мин Угол наклона подачи проволоки к подложке 25 Угол наклона подачи проволоки к оси X 45 Линейная скорость выращивания 220 мм/мин Результаты эксперимента и их обсуждение На рис. 2 показана микроструктура полученных образцов в плоскости Z-Y. Для образца Ti- 6Al-4V, полученного по первому режиму, наблюдаются столбчатые зерна, которые эпитаксиально растут через осажденные слои. Они наклонены относительно направления выращивания (оси Z). Для образца Ti-6Al-4V, полученного по второму режиму, также можно видеть структуру, состоящую из зерен столбчатой морфологии, однако они более измельченные в сравнении с первым режимом. Данные количественной металлографии по измерению размера столбчатых зерен представлены в табл. 2. Рис. 2. Металлографические изображения микроструктуры выращенного образца Ti-6Al-4V в вертикальной плоскости Z-Y после первого (а) и второго (б) режима получения Таблица 2 Средний размер столбчатых зерен в выращенных образцах Ti-6Al-4V, мм Плоскость образца Средний размер столбчатых зерен 1 режим 2 режим Высота Ширина Высота Ширина Z-X 1.58±0.75 0.64±0.25 0.72±0.49 0.59±0.38 Z-Y 1.35±0.63 0.68±0.43 0.5±0.38 0.46±0.31 Все пики на рентгеновских дифрактограммах образцов Ti-6Al-4V после выращивания при обоих режимах могут быть идентифицированы как α-фаза (рис. 3). Отношение параметров решетки c/a обычно используется для идентификации потенциального присутствия как α, так и α′ в образцах титановых сплавов [9]. При измеренных параметрах элементарной ячейки (для первого режима: а = 2.93 Å, с = 4.57 Å и с/а = 1.595, для второго режима: а = 2.94 Å, с = 4.67 Å и с/а = 1.590) α-фазу можно идентифицировать как мартенситную α-фазу, формирующуюся внутри первоначальных столбчатых зерен β-фазы, от которой при комнатной температуре не остается даже слабого рефлекса (110) (рис. 3, б), а значит, объемная доля остаточной β-фазы для всех выращенных образцов Ti-6Al-4V составляет менее 5 %. В соответствии с [9], когда отношение c/a составляет 1.5964, это указывает на α-фазу. Соответственно более высокие соотношения c/a, найденные в образцах Ti-6Al-4V, выращенных по первому режиму, могут указывать на присутствие помимо мартенситной α′-фазы еще и α-фазы, формирующейся из β-фазы по диффузионному механизму, вследствие более низких скоростей охлаждения от температуры превращения из β- в α-фазу, по сравнению со вторым режимом выращивания. Рис. 3. Рентгеновские дифрактограммы образцов Ti-6Al-4V, выращенных по первому (кр. 1) и второму (кр. 2) режиму На рис. 4 показана микроструктура, состоящая из ортогонально ориентированных мартенситных пластин α-фазы удлиненной формы. Данная микроструктура характерна для образцов, полученных по обоим режимам, и формируется внутри первоначальных («предшествовавших») столбчатых зерен β-фазы. Как показал проведенный количественный металлографический анализ, для каждого из выращенных слоев толщина пластин α-фазы в структуре образцов Ti-6Al-4V, выращенных по второму режиму, меньше, чем у образцов, полученных с использованием первого режима (табл. 3). Известно [10], что если при получении титановых сплавов, близких по составу с Ti-6Al-4V, температура понижается ниже температуры β-α-перехода (995 °C), β-фаза начинает превращаться в α-фазу. Если скорость охлаждения превышает критическую величину, равную 410 К/с, β-фаза превратится в мартенситную α-фазу. Вследствие высоких скоростей охлаждения, характерных для аддитивных технологий (102-105 К/с [3]), внутри зерен β-фазы часто формируется мартенситная α-фаза. Когда ряд пластин α-фазы растет параллельно, они образуют так называемые «α-колонии». Если скорость охлаждения высокая, то зарождение α-фазы происходит одновременно из нескольких мест, они встречаются друг с другом, образуя замкнутую сетку из тонких мартенситных пластин [10]. Толщина пластин α-фазы зависит от скорости охлаждения и температуры β-α-перехода. Быстрое охлаждение проявляется в более тонких пластинах α-фазы, и наоборот [10]. Рис. 4. Микроструктура выращенных образцов Ti-6Al-4V, состоящая из длинных ортогонально ориентированных мартенситных пластин α-фа¬зы, формирующихся внутри первоначальных зерен β-фазы Отсутствие на рентгеновских дифрактограммах β-фазы и выявленная структура из ортогональных пластин α-фазы свидетельствуют о том, что для обоих режимов выращивания скорость охлаждения в области температур ниже температуры β-α-перехода была относительно большая. Вместе с тем меньшая степень тетрагональности α-фазы и меньшая толщина мартенситных пластин у образцов Ti-6Al-4V, полученных по второму режиму, свидетельствует о том, что скорость охлаждения в области температур ниже температуры β-α-перехода у этого режима была выше, чем для первого. При исследовании образцов, выращенных по второму режиму, обнаружилось, что между пластинами из титанового сплава и нержавеющей стали образовалось диффузионное соединение. В свою очередь, в первом режиме такого соединения пластин не происходило, что приводило к их отделению друг от друга после электроэрозионной резки образцов. Таблица 3 Толщина пластин α-фазы, выращенных образцов Ti-6Al-4V, мкм № слоя Толщина пластин α-фазы Первый режим Второй режим 3 1.37±0.43 1.13±0.42 2 1.84±0.55 1.35±0.36 1 2.7±0.83 1.6±0.38 Рис. 5. Вид переходной зоны между титановым сплавом и сталью комбинированной подложки, образовавшейся при втором режиме выращивания образцов Ti-6Al-4V Для исследования тонких структурных деталей в диффузионной зоне между пластинами титанового сплава и нержавеющей стали эта зона была исследована на сканирующем электронном микроскопе в режиме обратно рассеянных электронов. Изображение полученного диффузионного соединения показано на рис. 5. Видно, что между материалом пластины из титанового сплава (рис. 5, зона 1) и стальной пластины (рис. 5, зона 4) возникает два промежуточных слоя. Слой, примыкающий к титановой пластине, в режиме обратно рассеянных электронов имеет более свет¬лый оттенок и толщину порядка 10 мкм, затем следует слой толщиной 70 мкм (рис. 5, зона 3), примыкающий к материалу стальной пластины. Зона 3 имеет сложную структуру, состоящую из островков светлых фаз. Хорошо известно, что при нагреве в вакууме титана и титановых сплавов с нержавеющей сталью образуются интерметаллидные фазы между такими химическими элементами, как Fe, Ti и Cr. При этом влияние элементов Ni, Al, Cu и Mn игнорируется, так как их концентрация слишком низка для образования каких-либо интерметаллидных фаз [11]. Для идентификации фазовых составов реакционных слоев проводили МРСА во всех четырех зонах. Результаты МРСА приведены в табл. 4. Область 2, так же как и область 1, обогащена титаном, но имела повышенное содержание хрома и железа. Известно [11], что Fe, Ni, Cr и Cu являются элементами, стабилизирующими β-фазу Ti. При формировании диффузионного соединения между титановым сплавом и нержавеющей сталью эти элементы мигрируют со стороны нержавеющей стали в сторону титанового сплава, сохраняя высокотемпературную β-фазу Ti даже при комнатной температуре [11]. По-видимому, в нашем случае область 2 состоит из β-фазы, стабилизированной Fe, Ni, Cr. При этом на границе между 1-й и 2-й областью видны пластинчатые светлые образования β-фазы Ti в более темной матрице α-фазу Ti, соответствующие дуплексной (α+β)-структуре, которая формируется вследствие недостаточного количества стабилизирующих веществ (Fe, Ni, Cr), что согласуется с наблюдением в [11]. Исходя из соотношения химических элементов (табл. 4), в третьей зоне сосредоточены сформированные в процессе нагрева при выращивании образца Ti-6Al-4V интерметаллидные фазы. Островки светлых фаз при точечном МРСА показывают соотношения химических элементов, характерные для фаз Fe2Ti и Cr2Ti, а в темных областях между ними - для соединения FeTi. Таблица 4 Содержание химических элементов, определенных МРСА № зоны Содержание, ат. % Al Ti V Cr Fe Ni 1 2.3 95.7 - 0.6 0.7 Баланс 2 - 93.5 - 3.0 3.5 Баланс 3 6.8 54.6 - 11.9 24.2 Баланс 4 3.4 7.8 0.8 28.7 59.4 Баланс Для более надежной идентификации фаз, сформированных в процессе диффузионного соединения между пластинами титанового сплава и нержавеющей стали, это соединение было разрушено и проведён РСА. Данные РСА показали, что со стороны титанового сплава и нержавеющей стали, кроме фаз, составляющих исходные материалы, присутствуют продукты реакции в виде интерметаллидных соединений FeTi, Fe2Ti и Cr2Ti, а также β-фаза Ti. Известно, что увеличение температуры соединения и времени нахождения при данной температуре приводит к тому, что большее число атомов мигрирует через границу раздела, что сказывается на толщине реакционных слоев [11]. В настоящей работе не проводилось измерение температуры в процессе выращивания образцов Ti-6Al-4V, однако путем сравнения толщины образовавшихся реакционных зон с подобными зонами в работах по диффузионной сварке титановых сплавов и нержавеющей стали [10] можно примерно оценить эту температуру. Структуры подобной протяженности формируются после диффузионной сварки пластин титанового сплава и нержавеющей стали при температуре 850-900 ºС в течение одного часа [11]. На рис. 6 показаны результаты измерения микротвердости вдоль линии, перпендикулярной подложке. За начало координат была принята вершина образца. Видно, что твердость для образца, выращенного по первому режиму, была наибольшей вблизи вершины образца, затем с увеличением расстояния от вершины ее значения уменьшаются, постепенно достигая твердости подложки из ВТ1-0. Зависимость значений микротвердости для образца, выращенного по второму режиму, имела другой характер - значение микротвердости практически не изменялось при измерении от вершины образца до пластины из ВТ1-0. Однако с приближением к границе раздела между пластинами ВТ1-0 и 12Х18Н10 твердость резко повышалась, достигая максимального значения порядка 12 ГПа вследствие наличия на границе раздела твердых и хрупких интерметаллидных фаз [11]. Известно, что двумя основными факторами, которые влияют на тенденцию роста зерна в процессе аддитивного производства, являются температурный градиент и скорость затвердевания. Высокий температурный градиент и низкая скорость затвердевания имеют тенденцию приводить к появлению столбчатых зерен, однако низкий температурный градиент и высокая скорость затвердевания приводят к росту относительно равноосных зерен [12, 13]. Кроме этого, для титановых сплавов размер предшествовавших β-зерен определяется, главным образом, временем пребывания между температурой ликвидуса и температурой β-α-перехода (995 °C для сплава Ti-6Al-4V) [14]. Рис. 6. Зависимость значений микротвердости по Виккерсу от расстояния до вершины образцов Ti-6Al-4V, выращенных по первому (кр. 1) и второму (кр. 2) режиму Результат формирования крупной столбчатой структуры после выращивания по первому режиму был предсказуемым, так как в сплавах Ti-6Al-4V, полученных методом послойного нанесения с лазерными и электронно-лучевыми источниками нагрева, уже наблюдались столбчатые зерна подобного масштаба, формирующиеся вследствие высоких температурных градиентов [10]. А вот результат структурных исследований образца Ti-6Al-4V, выращенного в соответствии со вторым режимом, был неожиданным, поскольку, несмотря на повышение вложенной энергии, происходило измельчение столбчатой структуры. Титан и нержавеющая сталь имеют низкие значения коэффициента теплопроводности (при комнатной температуре ~ 16 Вт/(мК)). В то же время образующиеся интерметаллиды имеют гораздо более высокие значения коэффициента теплопроводности, например для FeTi значение коэффициента теплопроводности составляет ~ 73 Вт/(мК) [15]. Следовательно, когда процесс выращивания идет по первому режиму, имеет место высокий температурный градиент, обусловленный накоплением тепла в нижних слоях по мере выращивания, вследствие низкого коэффициента теплопроводности титановой подложки. Материал испытывает тепловое воздействие, подобное изотермическому отжигу при температуре ориентировочно 850-900 C, что способствует росту толщины пластин мартенситной α-фазы (табл. 3) и появлению α-фазы по диффузионному механизму. Верхние слои охлаждаются относительно быстро, что в целом создает условия для формирования крупных и протяженных столбчатых зерен β-фазы (рис. 2, а). При выращивании образца по второму режиму повышенный ток пучка способствует быстрому формированию диффузионного соединения между пластинами комбинированной подложки (ВТ1-0 и 12Х18Н10). Формирующиеся интерметаллидные слои вследствие высоких значений коэффициента теплопроводности эффективно отводят тепло из выращенных нижних слоев Ti-6Al-4V, тем самым уменьшая температурный градиент и увеличивая скорость охлаждения. Подобные процессы приводят к увеличению количества центров кристаллизации. Таким образом, включаются оба фактора, способствующие формированию более равноосной структуры зерен β-фазы Ti-6Al-4V (рис. 2, б). Как следствие, для структуры образца сплава Ti-6Al-4V, выращенного по второму режиму, значения микротвердости практически не изменяются с ростом высоты наплавленных слоев (рис. 6). Заключение Проведены исследования структуры, фазового состава и микротвердости образцов из сплава Ti-6Al-4V, полученных с использованием электронно-лучевой проволочной аддитивной технологией по двум режимам, отличающимся током электронного пучка и выращенных на комбинированной подложке из титанового сплава ВТ1-0 и нержавеющей стали 12Х18Н10. Показано, что для режима с большим током пучка в структуре сплава Ti-6Al-4V происходило формирование столбчатых зерен β-фазы с меньшей высотой и шириной по сравнению с режимом с более низким током пучка. В каждом из нанесенных слоев пластины мартенситной α-фазы для режима с большим током электронного пучка имели меньшую толщину, чем для режима с малым током пучка. Наблюдаемый эффект модификации столбчатой структуры сплава Ti-6Al-4V для режима с большим током пучка может быть обусловлен выравниванием температурного градиента и увеличившейся скоростью охлаждения благодаря формирующимся интерметаллидам Fe2Ti, FeTi и Cr2Ti внутри диффузионного соединения между пластинами из титанового сплава и нержавеющей стали. Использование обнаруженного в настоящий работе эффекта измельчения столбчатых зерен β-фазы из-за образования диффузионного соединения между пластинами комбинированной подложки, содержащего интерметаллиды, может пополнить арсенал методов по управлению структуры металлических изделий методами аддитивных технологий. Исходя из многообразия возникающих интерметаллидов между пластинами разнородных металлов и сплавов, развитие данного подхода может привести к новым интересным результатам.

Ключевые слова

аддитивная технология, титановый сплав, микроструктура, микротвердость, additive technology, titanium alloy, microstructure, microhardness

Авторы

ФИООрганизацияДополнительноE-mail
Утяганова Вероника РифовнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНмл. науч. сотр.veronika_ru@ispms.tsc.ru
Воронцов Андрей ВладимировичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНмл. науч. сотр.vav@ispms.ru
Елисеев Александр АндреевичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНк.т.н., мл. науч. сотр.alan@ispms.tsc.ru
Осипович Ксения СергеевнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНаспирантка, мл. науч. сотр.osipovich_k@ispms.tsc.ru
Калашников Кирилл НиколаевичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНаспирант, мл. науч. сотр.sso.spektr.asu@gmail.com
Савченко Николай ЛеонидовичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНд.т.н., ведущ. науч. сотр.savnick@ispms.tsc.ru
Рубцов Валерий ЕвгеньевичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНк.ф.-м.н., зав. лабораториейrvy@ispms.tsc.ru
Колубаев Евгений АлександровичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНд.т.н., врио директораeak@ispms.tsc.ru
Всего: 8

Ссылки

Banerjee D. and Williams J.C. //Acta Mater. - 2013. - V. 61. - Iss. 3. - P. 844-879.
Panin A.V., Kazachenok M.S., Perevalova O.B., et al. // Phys. Mesomech. - 2018. - V. 21. - Iss. 5. - P. 441-451.
Singh S., Ramakrishna S., and Singh R. // J. Manufact. Proc. - 2017. - V. 25. - P. 185-200.
Li Z., Liu C., Xu T., et al. // Mater. Sci. Eng. - 2018. - V. A742. - P. 1-26.
Colegrove P.A., Coules H.E., Fairman J., et al. // J. Mater. Proc. Tech. - 2013. - V. 213. - Iss. 10. - P. 1782-1791.
Wu Q., Lu J., Liu C., et al. // Materials. - 2017. - V. 10. - Iss. 7. - P. 1-11.
Bermingham M.J., Kent D., Zhan H., et al. // Acta Mater. - 2015. - V. 91. - P. 289-303.
Fuchs J., Schneider C., and Enzinger N. // Welding in the World. - 2018. - V. 62. - Iss. 2. - P. 267- 275.
Lia F., Park J.Z., Keist J.S., et al. // Mater. Sci. Eng. - 2018. - V. A717. - P. 1-10.
Al-Bermani S.S., Blackmore M.L., Zhang W., et al. // Metallurg. Mater. Trans. A. - 2010. - V. 41. - Iss. 13. - P. 3422-3434.
Kundu S., Roy D., Chatterjee S., et al. // Materials and Design. - 2012. - V. 37. - P. 560-568.
Fu H.Z. and Liu L. // Mater. Sci. Forum. - 2005. - V. 475-479. - P. 607-612.
Li Z., Liu C., Xu T., et al. // Mater. Sci. Eng. A. - 2018. - V. 742. - P. 287-294.
Stanford N. and Bate P.S. // Acta Mater. - 2004. - V. 52. - Iss. 17. - P. 5215-5224.
Terada Y., Ohkubo K., Nakagawa K., et al. // Intermetallics. - 1995. - V. 3. - P. 341-355.
 Модификация структурно-фазового состояния титанового сплава Ti-6Al-4V, полученного электронно-лучевым аддитивным методом | Изв. вузов. Физика. 2019. № 8. DOI: 10.17223/00213411/62/8/143

Модификация структурно-фазового состояния титанового сплава Ti-6Al-4V, полученного электронно-лучевым аддитивным методом | Изв. вузов. Физика. 2019. № 8. DOI: 10.17223/00213411/62/8/143