Закономерности формирования структуры биметалла медь/сталь, полученного методом электронно-лучевой аддитивной технологии | Изв. вузов. Физика. 2019. № 8. DOI: 10.17223/00213411/62/8/166

Закономерности формирования структуры биметалла медь/сталь, полученного методом электронно-лучевой аддитивной технологии

Исследована микроструктура биметалла разнородных материалов, нержавеющей стали 12Х18Н9Т и меди М1, полученного методом проволочной электронно-лучевой аддитивной технологии. Установлено, что для биметаллического образца характерна четкая граница раздела двух материалов с образованием двухфазных переходных областей по обе стороны от границы. Неоднородность прочностных свойств (микротвердости) в переходных зонах обусловлена твердорастворным упрочнением основных компонентов биметалла и формированием композитных структур со сферическими включениями стали в медной части заготовки и меди в стальной части переходной зоны биметалла. В медной части биметаллического образца формируется неоднородная зеренная структура: наблюдали области с неравноосной крупнокристаллической структурой и зоны со сферическими зернами. Микроструктурный анализ следов скольжения и зеренной структуры позволил установить, что неоднородность формы и размеров зерен не оказывает заметного влияния на напряжения течения меди, рассчитанные по соотношению Холла - Петча, но влияет на макроскопическую картину деформации образцов.

The peculiarities of structure building in copper/steel bimetal produced by electron-beam additive technology.pdf Введение Одним из актуальных на сегодняшний день вопросов физики конденсированного состояния и материаловедения выступает разработка научных основ формирования микроструктуры металлов и сплавов при использовании методов аддитивных технологий (АТ). Материаловеды заинтересованы в расширении спектра материалов, которые подходят для изготовления качественных и бездефектных изделий при аддитивном производстве, а физики - в разработке научных представлений о механизмах формирования структуры таких материалов на разных масштабных уровнях. На данный момент существует широкий спектр материалов, которые применяют для изготовления изделий с помощью АТ: стали [1, 2], алюминий [3, 4], титан [5-7], суперсплавы на основе никеля [8] и другие металлические материалы [9]. Методы АТ также могут быть эффективно использованы для формирования биметаллических изделий, которые обычно получают методами сварки или дуговой наплавки [10, 11]. Медно-стальной биметалл является типичным многофункциональным материалом, который широко применяется в литейной промышленности и энергетике: для передачи электрического тока, в теплопередающих компонентах и криогенном секторе [12, 13]. На данный момент существует немного работ по изучению свойств медно-стальных биметаллов, что вызвано сложностью формирования таких биметаллических соединений из-за различия физических и химических свойств меди и стали. На фазовой диаграмме Fe-Cu нет интерметаллидных фаз, за исключением малой области ограниченной растворимости между Cu и Fe [14]. Высокая отражательная способность и низкая растворимость меди в железе затрудняют осаждение стали на медь; высокая теплопроводность меди - 401 Вт/(м•град) и быстрый отвод тепла из ванны расплава препятствует достижению температуры плавления [14]. Значительная разница в коэффициентах теплового расширения и теплопроводности для меди и стали неизбежно вызывает большую деформацию и остаточные напряжения при охлаждении материала от температуры плавления, что приводит к образованию трещин при затвердевании биметаллических образцов [14]. Водород легко растворяется в жидкой меди и способствует образованию пор в области соединения биметалла [14]. Таким образом, проблема получения соединения разнородных металлов не решена к настоящему времени. Авторам работы не удалось найти в открытой печати экспериментальных или теоретических работ по исследованию микроструктуры и физических свойств биметаллов медь - сталь, полученных методами АТ. Тем не менее метод электронно-лучевой проволочной 3D-печати имеет ряд технологических особенностей, которые открывают перспективу создания биметаллических соединений, в том числе на основе системы медь - железо: выращивание в вакууме, высокая энергоемкость и большая мощность электронного луча. Цель данной работы - установить закономерности и механизмы формирования микроструктуры в различных областях биметаллического образца, выполненного из меди и аустенитной стали методом электронно-лучевой проволочной 3D-печати. 1. Методика эксперимента Образцы были получены на лабораторной экспериментальной установке для аддитивного электронно-лучевого производства металлических изделий. Для 3D-печати образцов была выбрана медная проволока марки М1 диаметром 1 мм, которую наплавляли на прямоугольную подложку толщиной 3 мм из нержавеющей стали марки 12Х18Н9Т. Химический состав используемых материалов приведен в табл. 1. Таблица 1 Химический состав стальной подложки и медной проволоки, используемых в работе Материал Химический элемент (вес. %) Fe Cu Ni Cr Mn Si Cu C 12Х18Н9Т  67 - 8-9.5 17-19 до 2 до 0.8 до 0.3 до 0.12 М1 до 0.005 99.9 до 0.002 - - - - - В вакуумной камере на подложке из нержавеющей стали, закрепленной на подвижном трёхкоординатном водоохлаждаемом столе, электронным лучом формировали ванну расплава. В нее подавали медную проволоку и осуществляли 3D-печать вертикальной стенки методом послойного нанесения материала. В начале каждого нового слоя стол возвращался в исходное положение с корректировкой высоты. Было выбрано две стратегии электронно-лучевой 3D-печати. В первом случае (I стратегия) непрерывно было нанесено 15 слоев проволоки. Во втором случае (II стратегия) после нанесения седьмого слоя осуществляли принудительную остановку 3D-печати с целью охлаждения всей заготовки, затем возобновляли нанесение проволоки до формирования готового изделия из 15 слоев. Готовые образцы представляли собой вертикальные стенки длиной ≈ 80 мм, толщиной ~ 8 мм и высотой 20 мм. Из выращенных вертикальных стенок с помощью электроэрозионного станка DK7750 вырезались образцы для изучения микроструктуры и механических свойств (рис. 1). Рис. 1. Схема резки образцов из выращенной вертикальной стенки, изготовленной методом электронно-лучевой проволочной 3D-печати. Отмечены области, соответствующие составу исходных материалов Для изучения зеренной структуры биметалла, элементного состава и измерения микротвердости из выращенной стенки вырезали плоские образцы в поперечном сечении стенок. Для исследования микроструктуры медной части биметалла и проведения тестов на растяжение вырезали образцы в форме двойных лопаток с линейными размерами рабочей части 2.5×2.1×12 мм. Образцы вырезали таким образом, чтобы ось растяжения совпадала с направлением нанесения слоев и параллельно направлению роста заготовки. Перед микроструктурными исследованиями производили шлифовку образцов и полировку на алмазной пасте. Для выявления зеренной структуры меди осуществляли травление полированных поверхностей образцов в растворе 10 мл HCl + 1 г FeCl + 20 мл H2O. Металлографические исследования структуры образцов проводили с помощью конфокального микроскопа OLYMPUS LEXT OLS4100. Механические испытания проводили методом одноосного статического растяжения при комнатной температуре с начальной скоростью деформации 1.410-3 с-1 на универсальной испытательной машине УТС 110М-100 1-У. Для определения элементного состава образцов использовали растровый электронный микроскоп SEMTRACK mini с приставкой для энергодисперсионного элементного микроанализа. 2. Результаты эксперимента и их обсуждение На рис. 2 приведены металлографические изображения протравленной боковой поверхности образца биметалла медь - аустенитная сталь, изготовленного с использованием I стратегии роста. Анализ изображения свидетельствует о том, что биметалл из разнородных материалов, нержавеющей стали и меди, обладает четкой границей раздела. Вдоль границы не выявляются дефекты по типу трещин, что указывает на полное осаждение слоев. При этом усадочные поры, которые обычно формируются при нанесении первых слоев материала и при непосредственном контакте с подложкой, отсутствуют. Рис. 2. Изображение микроструктуры образца, изготовленного по I стратегии, полученное методом световой микроскопии. Стрелками указаны увеличенные изображения, соответствующие границе раздела сталь - медь и областям с неравноосными крупными и сферическими зернами в медной части биметалла Элементный состав приграничной области представлен на рис. 3, а. Содержание элементов слева и справа от границы раздела соответствует химическому составу подложки из нержавеющей стали и меди М1. На графике зависимости элементного состава от расстояния до границы раздела (слева) можно выделить переходную зону толщиной 300-700 мкм, в которой состав аустенитной стали отличен от указанного в табл. 1 и наблюдается достаточно высокая концентрация меди (рис. 3, а). Этой приграничной области соответствует большой разброс значений микротвердости на рис. 3, б, а на металлографических шлифах она явно выявляется после травления образцов (рис. 3, в). В переходной области наблюдаются сферические вкрапления меди (обозначены стрелками на рис. 3, в, табл. 2), она обладает повышенной травимостью по сравнению с подложкой из аустенитной стали. Анализ данных на рис. 3 позволяет сделать вывод о том, что в переходной зоне происходит легирование аустенитной стали атомами меди и формирование двухфазной области - медь и аустенитная нержавеющая сталь, легированная медью. Это не противоречит данным о фазовой диаграмме состояния Fe-Cu [14, 15], согласно которой интерметаллидные соединения на основе железа и меди не образуются, но возможно растворение ограниченного количества меди (~ 5.8 % при температуре 1083 °С [15]) в γ-железе. По мере удаления от границы раздела количество сферических включений меди уменьшается, следовательно, концентрация меди также уменьшается. Рис. 3. Изменение элементного состава (а) и микротвердости (б) образцов, изготовленных с использованием I и II стратегий; в, г - микроструктура переходного слоя в биметалле. На рис. (а) и (б) выделены области, соответствующие составу исходных материалов (Fe - сталь 12Х18Н9Т, Cu - медь М1). На рис. (г) цифрами отмечены области, для которых проведен анализ элементного состава (табл. 2) Таблица 2 Элементный анализ приграничной области биметаллического соединения медь - сталь Области Химический элемент (вес. %) Fe Cu Ni Cr 1 1.936 96.255 0.954 0.642 2 59.113 17.646 5.154 17.760 3 65.091 10.783 5.160 18.435 Вблизи границы раздела в медной части биметалла также наблюдали вкрапления со слабой травимостью, по морфологии близкие к структуре аустенитной стали ниже границы биметаллического соединения (рис. 3, в). Наличие небольшой концентрации железа в медной части образца биметалла вблизи границы раздела может быть вызвано формированием твердого раствора железа в меди, хотя растворимость железа в меди достаточно низкая (~ 2.8 % при температуре 1083 °С) [15]. На расстоянии ~ 4 мм от границы раздела содержание Cu составляет 98.9 (вес. %), что близко к марочному составу меди М1. Явной переходной зоны, свидетельствующей о формировании твердого раствора железа в меди, на металлографических шлифах не выявляется. Но следует отметить формирование относительно мелких зерен меди вблизи переходной зоны, в то время как при удалении от нее по мере роста стенки начинает формироваться неравноосная зеренная структура, свидетельствующая о процессах направленной кристаллизации при аддитивном росте. Одним из факторов, способствующим формированию равноосного относительно мелкого зерна у подложки, может выступать легирование меди железом, а также титаном, никелем и хромом, присутствующими в составе аустенитной стали и способствующими формированию большого количества зародышей кристаллизации при охлаждении заготовки. Таким образом, фазовый состав в биметаллических образцах «аустенитная сталь γ-Fe (Cr, Ni, Ti) - медь γ-Cu», изготовленных методом электронно-лучевой АТ, изменяется при переходе через границу раздела в соответствии со следующей последовательностью: γ-Fe (Cr, Ni, Ti) → γ-Fe (Cr, Ni, Ti, Cu) → γ-Fe (Cr, Ni, Ti, Cu) + γ-Cu,Fe → → граница → γ-Cu,Fe + γ-Fe (Cr, Ni, Ti, Cu) → γ-Cu + γ-Cu,Fe → γ-Cu. Анализ распределения микротвердости при переходе через границу раздела биметаллического образца свидетельствует о резком изменении прочностных свойств в материале от величины 2.29 ГПа, соответствующей аустенитной стали, до величины 0.54 ГПа в медной части образца. Для переходных зон вблизи границы раздела, описанных выше, характерны разброс значений микротвердости (в стальной части биметалла) и повышенные значения микротвердости (в медной части биметалла) (рис. 3, б). Разброс значений в стальной части заготовки вблизи границы раздела обусловлен тем, что во время измерения микротвердости пирамидка Виккерса попадает частично на «мягкие» вкрапления меди в переходной зоне. В медной части заготовки вблизи границы раздела более высокие значения микротвердости в переходной зоне по сравнению с основным массивом меди М1 могут быть обусловлены несколькими факторами: в области измерения (индентирования) находились включения стали; твердорастворным упрочнением меди железом; более мелким размером зерна в переходной области по сравнению с основной медной частью заготовки. В отношении барьерного эффекта (эффекта размера зерна, который описывается соотношением Холла - Петча) медная часть заготовки представляет отдельный научный интерес. В соответствии с микроструктурой, представленной на рис. 2, после переходной зоны с мелким размером зерна происходит направленная кристаллизация в медной части заготовки. Она сопровождается ростом столбчатых зерен, вытянутых в направлении выращивания заготовки. Это находится в соответствии с закономерностями кристаллизации многих материалов при использовании АТ и может вызывать анизотропию механических свойств в образцах, изготовленных методом проволочной 3D-печати [16]. Поскольку процесс роста заготовки по I стратегии происходил непрерывно, то следовало бы ожидать однородного роста крупных зерен по всей высоте стенки. Тем не менее микроструктурный анализ выявляет достаточно протяженные области с равноосными зернами меди. Такие области расположены в центральной и верхней частях заготовки (рис. 2). Поскольку элементный состав заготовки в этих частях соответствует марочному составу проволоки меди М1, то такие особенности кристаллизации могут быть вызваны неоднородностью отвода тепла от заготовки в процессе аддитивного роста. Для подтверждения этого предположения были изготовлены образцы, используя поэтапную II стратегию электронно-лучевой 3D-печати, с дополнительным промежуточным этапом остановки выращивания, во время которого заготовка охлаждалась, отдавая тепло через подложку в охлаждаемый стол. После завершения этапа промежуточной остановки и охлаждения образца в начале второго этапа выращивания в центральной части стенки формируются мелкозернистые области, аналогичные структуре образца, изготовленного с использованием I стратегии. Затем при продолжении непрерывного процесса выращивания снова наблюдается направленный рост столбчатых зерен (рис. 3). Для подтверждения этого предположения были изготовлены образцы, используя трехэтапную стратегию (II) электронно-лучевой 3D-печати. Во время принудительного охлаждения в центральной части стенки формируются аналогичные мелкозернистые области, а затем при последующем непрерывном росте снова происходит направленный рост столбчатых зерен (рис. 4). Следовательно, даже при непрерывном росте материалов с низкой температурой плавления и высокой теплопроводностью, таких, как медь, могут наблюдаться неоднородности микроструктуры и непрерывного роста зерен не происходит. При нанесении первых слоев меди марки М1 на подложку из нержавеющей стали марки 12Х18Н9Т происходит рост одних зерен за счет соседних путем миграции большеугловых границ, то есть происходит собирательная рекристаллизация. В таком случае границы зерен мигрируют, формируется равновесная структура с минимальной поверхностной энергией и зернами равного размера и формы. Примесные атомы и включения второй фазы (в переходной зоне) являются факторами, которые способствуют формированию большого числа зародышей рекристаллизации, но препятствуют миграции границ зерен. Поскольку по мере развития собирательной рекристаллизации движущая сила ее уменьшается, рост зерна останавливается при достижении определенного значения. Таким образом, при нанесении первых слоев меди марки М1 на подложку из нержавеющей стали марки 12Х18Н9Т формируются округлые зерна, средний размер которых составляет 254 мкм. После собирательной рекристаллизации происходит вторичная рекристаллизация. В данном случае растут благоприятно ориентированные зерна, за счет этого в материале формируется кристаллографическая текстура. После завершения вторичной рекристаллизации образуются аномально крупные вытянутые зерна, средние величины длины и ширины которых составляют 3.5 и 0.3 мм соответственно. Градиент температуры играет ключевую роль в морфологии и размере структуры и определяет режим кристаллизации. При нанесении первых слоев меди М1 на подложку из нержавеющей стали 12Х18Н9Т происходит быстрое рассеяние тепла, что, в совокупности с легированием меди компонентами аустенитной стали (прежде всего, железом) и формированием включений второй фазы, влечет за собой образование мелкозернистой структуры. По мере роста заготовки влияние этих факторов уменьшается и происходит направленный рост зерна. Направленному росту зерен способствует медленный теплоотвод и градиент температур, формируемые в процессе аддитивного роста заготовки. Рис. 4. Изображение микроструктуры образца, изготовленного по II стратегии. Стрелками указаны изображения, соответствующие границе раздела сталь - медь и областям с неравноосными крупными и сферическими зернами в медной части биметалла Поскольку при аддитивном росте биметалла в медной части заготовки формируется существенно неоднородная зёренная структура, то ее механические свойства могут заметно отличаться от свойств литой меди и могут обладать анизотропией. Несмотря на тот факт, что значения микротвердости не зависят от того, в какой части заготовки они измерены (кроме переходной зоны), величины характеристик механических свойств могут зависеть от направления деформации существенным образом [16]. Для выявления влияния неоднородности микроструктуры полученных образцов с различным направлением зерен по отношению к направлению приложения растягивающей нагрузки проводился анализ металлографических изображений поверхности образцов на разных степенях пластической деформации (рис. 5 и 6). Помимо столбчатых зерен на рабочих частях образцов присутствуют области с равноосными зернами. По этой причине пластическая деформация и упрочнение образцов, полученных методом электронно-лучевой проволочной АТ, развивается макроскопически неоднородно (рис. 5 и 6). Независимо от ориентации неравноосных зерен по отношению к направлению растяжения, формы и размера зерен, пластическая деформация развивается во всех элементах структуры. Как в столбчатых зернах, так и в равноосных наблюдаются линии скольжения и микрополосы скольжения, характерные для пластической деформации крупнокристаллической меди (рис. 5 и 6) [17]. Поскольку образцы обладают одинаковым составом, а механизм деформации меди не зависит от ориентации зерен по отношению к нагрузке и реализуется дислокационным скольжением [18], то величина предела текучести σ0.2 определяется в первую очередь величиной зерна d (величиной свободного пробега дислокаций скольжения a/2 в зерне) в соответствии с соотношением Холла - Петча [19]: σT = σ0 + K ∙ d -1/2, где K = 0.11 МПа•м-1/2 [20] - коэффициент Холла - Петча для меди, а σ0 = 13 MПa [18] - напряжения течения в монокристалле (напряжение трения решетки). Рис. 5. Металлографические изображения поверхности образцов, ось растяжения которых перпендикулярна вытянутым зернам, в зависимости от степени пластической деформации. Степень деформации указана на изображениях Рис. 6. Металлографические изображения поверхности образцов, ось растяжения которых параллельна вытянутым зернам, в зависимости от степени пластической деформации. Степень деформации указана на изображениях Для образцов, в которых столбчатые зерна ориентированы перпендикулярно приложенной нагрузке, средняя длина линий скольжения в столбчатых зернах на рис. 5 составляет 246 мкм, а средний размер равноосных зерен d равн = 254 мкм. Таким образом, в соответствии с соотношением Холла - Петча предел текучести для обоих типов зерен составляет около 20 МПа (табл. 3). Следовательно, при приложении растягивающих напряжений в перпендикулярном направлении по отношению к направлению вытянутых зерен в образцах с неоднородной структурой пластическая деформация образцов определяется началом движения дислокаций скольжения как в неравноосных, так и в равноосных зернах практически одновременно. А на металлографических картинах скольжения видны следы деформации во всех зернах с ранних степеней деформации (рис. 5). Таблица 3 Размеры зерен и рассчитанные по соотношению Холла - Петча значения предела текучести для равноосных (σ0.2равн) и неравноосных (σ0.2выт) зерен. Размеры соответствуют микроструктуре образцов для растяжения Образцы d равн, мкм d выт, мкм* d эфф, мкм** σ0.2равн, МПа σ0.2выт, МПа Ось растяжения перпендикулярна вытянутым зернам 254 203 246 19.9 20.0 Ось растяжения параллельна вытянутым зернам 234 254 315 20.2 19.2 Примечание. * Соответствует минимальному линейному размеру зерна (перпендикулярно границе столбчатых зерен); ** соответствует средней длине линий скольжения в неравноосных столбчатых зернах. Пластическая деформация образцов, ось растяжения которых параллельна вытянутым зернам, развивается также в обоих типах зерен, так как напряжения начала пластической деформации для них близки, несмотря на кажущуюся разницу в размере зерен. Эффективная длина пробега дислокаций в вытянутых зернах не существенно больше, чем в сферических зернах (табл. 3). Таким образом, неоднородность зеренной структуры, наличие направленной кристаллизации и одновременно с ней присутствие локальных областей с равноосным мелким зерном не оказывают значительного влияния на развитие пластической деформации на микроструктурном уровне в медной части биметалла. Наблюдаемая экспериментально макроскопическая неоднородность пластического течения на рис. 5 и 6 обусловлена, вероятно, влиянием границ раздела (границ зерен) на закономерности макроскопического течения аддитивно-выращенных кристаллов меди и требует самостоятельного исследования. Заключение Экспериментально показано, что при проволочной электронно-лучевой 3D-печати биметаллического образца из нержавеющей стали 12Х18Н9Т и меди М1 формируется явная граница раздела, которая имеет макроскопически неоднородную структуру с переходными зонами в медной и стальной частях заготовки. В стальной части заготовки формируется переходная зона толщиной 300-700 мкм, для которой характерно образование твердого раствора меди в аустенитной стали и сферических включений меди, легированной железом. Формирование такой композитной структуры в переходной области биметалла сопровождается появлением большого разброса значений микротвердости. В медной части переходной зоны экспериментально наблюдаемые повышенные значения микротвердости обусловлены твердорастворным упрочнением меди компонентами аустенитной стали (прежде всего, железом) и формированием сферических включений легированной медью аустенитной стали. По мере роста биметаллического образца (при удалении от переходной зоны) начинает формироваться неравноосная зеренная структура, свидетельствующая о процессах направленной кристаллизации при аддитивном росте меди. Микроструктурный анализ следов скольжения и зеренной структуры позволил установить, что неоднородность формы и размеров зерен не оказывает принципиального влияния на начало пластического течения в меди. Напряжения течения, рассчитанные по соотношению Холла - Петча, слабо зависят от формы и ориентации зерен по отношению к внешней нагрузке, а микроскопически наблюдаются следы скольжения во всех типах зерен (сферических и неравноосных столбчатых). Неоднородная зеренная структура, формируемая при аддитивном росте медной части биметаллического образца, оказывает влияние на макроскопическую картину деформации, что, вероятно, связано с влиянием ориентации и плотностью границ раздела, формируемых при аддитивном росте биметалла.

Ключевые слова

биметалл, нержавеющая сталь, медь, зеренная структура, электронно-лучевая аддитивная металлургия, 3D-печать, механические свойства, bimetal, stainless steel, copper, grain structure, electron beam additive metallurgy, 3D printing, mechanical properties

Авторы

ФИООрганизацияДополнительноE-mail
Осипович Ксения СергеевнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНаспирантка, мл. науч. сотр.osipovich_k@ispms.tsc.ru
Чумаевский Андрей ВалерьевичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНк.т.н., мл. науч. сотр.tch7av@gmail.com
Елисеев Александр АндреевичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНк.т.н., мл. науч. сотр.alan@ispms.tsc.ru
Калашников Кирилл НиколаевичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНаспирант, мл. науч. сотр., esso.spektr.asu@gmail.com
Колубаев Евгений АлександровичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНд.т.н., врио директораeak@ispms.tsc.ru
Рубцов Валерий ЕвгеньевичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНк.ф.-м.н., зав. ЛККМиКrvy@ispms.ru
Астафурова Елена ГеннадьевнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНд.ф.-м.н., ведущ. науч. сотр.elena.g.astafurova@gmail.com
Всего: 7

Ссылки

Tarasov S.Yu., Filippov A.V., Savchenko N.L., et al. // Int. J. Adv. Manuf. Tech. - 2018. - V. 99. - P. 2353-2363.
Carlton H.D., Haboub A., Gallegos G.F., et al. // Mater. Sci. Eng. A. - 2016. - V. 651. - P. 406- 414.
Schmidtke K., Palm F., and Hawkins A. // Phys. Procedia. - 2011. - V. 12. - P. 369-374.
Louvis E., Fox P., and Sutcliffe C.J. // Proc. Tech. - 2011. - V. 211. - P. 275-284.
Yamanaka K., Saito W., Mori M., et al. // Addit. Manuf. - 2015. - V. 8. - P. 105-109.
Nikonov A.Yu., Zharmukhambetova A.M., Ponomareva A.V., et al. // Phys. Mesomech. - 2018. - V. 21. - P. 43-50.
Zhai Y., Galarraga H., Lados D.A., et al. // Procedia Eng. - 2015. - V. 114. - P. 658-666.
Nie P., Ojo O.A., and Li Z. // Acta Mater. - 2014. - V. 77. - P. 85-95.
Xin X.Z., Xiang N., Chen J., et al. // Mater. Lett. - 2012. - V. 88. - P. 101-103.
Abe T. and Sasahara H. // Precis Eng. - 2016. - V. 45. - P. 387-395.
Meco S., Pardal G., and Ganguly S. // Opt. Lasers Eng. - 2015. - V. 67. - P. 22-30.
Kar J., Roy S.K., Roy G.G., et al. // Mater. Process. Technol. - 2016. - V. 233. - P. 174-185.
Al-Jamal O.M., Hinduja S., and Li L. // CIRP Ann. - 2008. - V. 57. - P. 239-242.
Tana C., Zhoua K., Ma W., et al. // Materials & Design. - 2018. - V. 155. - P. 77-85.
Двойные и многокомпонентные системы на основе меди / под ред. С.В. Шухардина. - М.: Наука, 1979. - 247 с.
Åkerfeldt P., Antti M.-L., and Pederson R. // Mater. Sci. Eng. A. - 2016. - V. 674. - P. 428-437.
Козлов Э.В., Конева Н.А., Жданов А.Н. и др. // Физич. мезомех. - 2004. - Т. 4. - С. 93-113.
Kozlov E.V., Zhdanov A.N., Ignatenko L.N., et al. // Ultrafine Grained Materials. II. - 2012. - Warrendale: TMS. - P. 419-428.
Johnston T.H. and Feltner C.E. // Metall. Trans. - 1970. - V. 1. - P. 1161-1167.
Основы пластической деформации наноструктурных материалов / под ред. А.М. Глезера. - М.: Физматлит, 2016. - 304 с.
 Закономерности формирования структуры биметалла медь/сталь, полученного методом электронно-лучевой аддитивной технологии | Изв. вузов. Физика. 2019. № 8. DOI: 10.17223/00213411/62/8/166

Закономерности формирования структуры биметалла медь/сталь, полученного методом электронно-лучевой аддитивной технологии | Изв. вузов. Физика. 2019. № 8. DOI: 10.17223/00213411/62/8/166