Влияние фазового состава и распределения фаз на особенности формирования трещин и механизм разрушения хромоникелевых сталей, полученных методом электронно-лучевой 3D-печати | Известия вузов. Физика. 2020. № 6. DOI: 10.17223/00213411/63/6/16

Влияние фазового состава и распределения фаз на особенности формирования трещин и механизм разрушения хромоникелевых сталей, полученных методом электронно-лучевой 3D-печати

Исследованы закономерности формирования трещин вблизи области разрушения и микромеханизм разрушения при одноосном растяжении образцов нержавеющих хромоникелевых сталей Fe-19Cr-9Ni-0.1C и Fe-19Cr-9Ni-1.4Nb-0.1C, сформированных методом проволочной электронно-лучевой 3D-печати, в зависимости от фазового состава и распределения фаз в структуре. Установлено, что в образцах с двухфазной (аустенит/δ-феррит) микроструктурой морфология феррита и его объемное содержание (до 25 %) влияют на распределение пластического сдвига в аустените и феррите, слабо влияют на закономерности формирования микро- и макроскопических полос локализации на стадии предразрушения, а механизм образования трещин аналогичен тому, который наблюдается в литых нержавеющих сталях близкого состава, обладающих однофазной аустенитной структурой. В аддитивно-выращенной стали, содержащей ниобий, формирование хрупких интерметаллидных фаз на основе ниобия и железа способствует формированию пор и микротрещин на межфазных границах аустенит/NbFeCrNi-фаза или δ-феррит/NbFeCrNi-фаза, а процессы формирования трещин в полосах локализованной деформации (как и их образование) оказываются подавленными. Независимо от элементного и фазового состава стальных образцов, полученных методом аддитивной 3D-печати, основной микромеханизм их разрушения, ямочный транскристаллитный излом, аналогичен наблюдаемому в литых образцах аустенитных нержавеющих сталей.

The effect of phase composition and phase distribution on the peculiarities of crack formation and fracture mechanism in.pdf Введение Методы аддитивного производства (АП) металлов и сплавов направлены на быстрое прототипирование и создание изделий сложной формы, а также полиметаллических композиций различного состава и на решение других задач, которые невозможно реализовать с использованием методов традиционной металлургии и обработки материалов [1]. Развитие технологии АП сопровождается возникновением новых направлений в материаловедении и физике конденсированного состояния, поскольку материалы, полученные аддитивными методами, обладают рядом особенностей - их фазовый состав, микроструктура и прочностные свойства существенно отличаются от литых аналогов. Среди многообразия используемых в АП материалов аустенитные нержавеющие стали (АНС) на хромоникелевой основе занимают одну из лидирующих позиций благодаря их хорошей пластичности, свариваемости, высокой коррозионной стойкости и экологичности [2-6]. Полученные аддитивными методами образцы аустенитных нержавеющих сталей на хромоникелевой основе (стали 300-й серии) существенным образом отличаются от литых аналогов из-за формирования анизотропной зеренной структуры и из-за неоднородности фазового состава, возникающих вследствие циклической термической (нагрев/охлаждение) истории и неравновесных условий кристаллизации при АП [7-13]. Изготовленные методами АП стали обычно имеют двухфазную (γ-аустенит / δ-феррит) или гетерофазную (γ-аустенит/δ-феррит/интерметаллиды/карбиды) микроструктуру [7-15]. Наличие анизотропии зеренной структуры, микроскопическая и макроскопическая неоднородности фазового состава оказывают заметное влияние на прочностные и пластические свойства аддитивно-изготовленных АНС - они, как правило, ниже, чем у промышленных аналогов. Различные термические обработки стальных заготовок, полученных методами 3D-печати, лишь частично нивелируют эти эффекты [12, 15, 16]. Альтернативным подходом может быть введение в состав сталей тугоплавких легирующих компонентов, таких, как Nb, Mo, V, Ta и др., которые способны создавать дополнительные центры кристаллизации и, таким образом, подавлять анизотропию зеренной структуры аустенита. При этом неравновесные условия кристаллизации при аддитивном производстве сталей могут привести к образованию интерметаллидных фаз даже при незначительном добавлении элементов, способствующих их формированию. Например, в легированной молибденом (2.7 мас. %) Cr-Ni-Mo аустенитной стали, изготовленной методом дуговой сварки, образуется хрупкая интерметаллидная σ-фаза, которая понижает пластичность и приводит к преждевременному разрушению [9, 15]. С учетом этого факта в предлагаемом подходе представляет интерес изучение композиций с меньшим содержанием тугоплавких компонентов. Кроме того, влияние интерметаллидных включений на закономерности пластической деформации и разрушения аддитивно-выращенных сталей изучено мало. В настоящее время в литературе также отсутствуют систематические исследования, посвященные влиянию структуры и фазового состава аддитивно-выращенных сталей на механизмы их разрушения и особенности влияния распределения фаз на зарождение трещин при пластической деформации. Понимание данных механизмов позволит адекватно подходить к описанию характеристик и поведения изделий из АП-материалов при их эксплуатации, что играет важную роль в развитии АП (подбор параметров и выбор состава исходного материла). Цель настоящей работы - исследование влияния фазового состава, распределения фаз и зеренной структуры на закономерности формирования трещин и механизмы разрушения хромоникелевых сталей с разным химическим составом, полученных методом электронно-лучевой 3D-печати. 1. Методика эксперимента Для исследования были выбраны стали с химическим составом, представленным в табл. 1. Для аддитивного производства заготовок методом проволочной электронно-лучевой печати (ПЭЛП) были использованы стальные хромоникелевые проволоки диаметром 1 мм двух составов: без тугоплавких компонент АП-CrNi (аналог Х18Н9) и легированная 1.4 % Nb АП-CrNiNb. В качестве референтных материалов были выбраны две литые промышленные хромоникелевые аустенитные стали - Л-CrNiTi (аналог Х18Н9Т) и Л-CrNiMo (аналог Х17Н14М3). Таблица 1 Химический состав исследуемых сталей (мас. %) Маркировка стали Fe Cr Ni Mo Mn Nb Ti Si C Л-CrNiTi ост. 17.4 8.8 0.1 1.1 - 0.5 0.40 0.07 Л-CrNiMo ост. 16.8 13.3 2.7 1.7 - - 0.60 0.01 АП-CrNi ост. 19.1 9.1 0.2 - 0.1 - 0.95 0.12 АП-CrNiNb ост. 18.7 9.5 0.3 - 1.4 - 0.70 0.12 Заготовки, выращенные методом ПЭЛП, получали путем последовательного наплавления на подложку параллельных слоев одинаковой толщины до достижения требуемого размера. Процесс ПЭЛП проходил при следующих параметрах: U = 30 кВ, I = 16.5 мА, Vw = 3.2 мм/с - скорость подачи проволоки, Vb = 0.65 мм/с - скорость движения луча вдоль наносимого слоя, развертка луча кольцевая диаметром 4 мм, частота развертки 1 кГц. Весь процесс аддитивного производства проводился в вакууме при давлении 10-3 Па, в качестве материала подложки использовалась пластина из аустенитной нержавеющей стали. Часть аддитивно-выращенных стальных образцов была изучена непосредственно после роста, а другую часть подвергали часовым отжигам при температурах 1050 °C (АП-CrNi+ТО, ТО - термическая обработка) и 1100 °C (АП-CrNiNb+ТО) с последующей закалкой в воду. Литые стали (Л-CrNiTi и Л-CrNiMo) подвергались прокатке и последующему отжигу при температурах 1050-1100 °С с закалкой в воду комнатной температуры для формирования однофазной аустенитной структуры. Для проведения испытаний на растяжение из стальных заготовок вырезали плоские образцы в форме двойных лопаток с размерами рабочей части 12×3×1.5 мм. Образцы из аддитивно-выращенных заготовок (АП-CrNi и АП-CrNiNb) были вырезаны поперек слоев наплавки с осью растяжения вдоль направления роста заготовки. Все образцы были механически отшлифованы и электролитически отполированы в растворе 50 г CrO3 + 200 г H3PO4. Микроструктуру образцов изучали с помощью оптической (световой) микроскопии (ОM, Altami MET 1C), сканирующей электронной микроскопии (СЭМ, Philips SEM 515 с приставкой для энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии, ЭДС) и просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ, JEOL 2100 с ЭДС). Объемную долю δ-феррита определяли с использованием многофункционального вихретокового прибора МВП-2М. Механические испытания на одноосное растяжение до разрыва проводили с начальной скоростью деформации 5•10-4 с-1 при комнатной температуре с использованием электромеханической установки LFM-125 (Walter + Bai AG). 2. Результаты эксперимента и их обсуждение На рис. 1 представлены характерные ОМ-изображения микроструктуры литых и аддитивно-изготовленных сталей. Литые стали Л-CrNiTi и Л-CrNiMo обладают однофазной (аустенит) крупнокристаллической структурой. В стали Л-CrNiMo, содержащей молибден, не происходит образования каких-либо интерметаллидных фаз (табл. 2, рис. 1, б). В отличие от промышленных сталей, полученных традиционными методами литья и термообработки, образцы сталей, полученные методом ПЭЛП, обладают анизотропной и неоднородной структурой, что обусловлено сложной термической историей и особенностями процесса наплавки (рис. 1, в и д). Образцы стали АП-CrNi обладают аустенитной структурой с колониями дендритов δ-феррита, ориентированными вдоль направления роста заготовки (рис. 1, в). Результаты ЭДС-анализа свидетельствуют о том, что перераспределение основных легирующих элементов между аустенитом и δ-ферритом в стали АП-CrNi находится в соответствии с диаграммой фазового равновесия для системы железо - никель - хром (рис. 2, а), а механизмы кристаллизации и формирования двухфазной структуры в процессе аддитивного выращивания подробно описаны в работах [12, 15]. Рис. 1. ОМ-изображения микроструктуры сталей: a - Л-CrNiTi; б - Л-CrNiMo; в - АП-CrNi; г - АП-CrNi + ТО; д - АП-CrNiNb и е - АП-CrNiNb+ТО В стали АП-CrNiNb наряду с формированием неравноосной аустенитной структуры с колониями дендритов δ-феррита происходит выделение интерметаллидных частиц на основе ниобия и железа, в состав которых также входят хром и никель. Такие частицы NbFeCrNi-фазы расположены преимущественно вдоль межзеренных и межфазных границ (аустенит/δ-феррит) (рис. 2, б и в). Частицы NbFeCrNi-фазы имеют неправильную форму и их размеры варьируются от нескольких единиц до десятков микрометров. Все исследуемые образцы после аддитивного роста имеют крупные вытянутые вдоль направления роста зерна аустенита. Детальная характеристика макро- и микроскопической зеренной структуры аддитивно-изготовленных сталей АП-CrNi и АП-CrNiNb, приведенных (используемых) в настоящем исследовании, представлена в работах [12, 17]. Таблица 2 Фазовый состав и микроструктурные характеристики исследуемых сталей Сталь ТО Фазовый состав Характеристика зеренной структуры и фазового состава Л-CrNiTi 1100 °С (1 ч) Аустенит, 100 % Равноосные зерна со средним размером 20 мкм Л-CrNiMo 1050 °С (5 ч) Равноосные зерна со средним размером 55 мкм АП-CrNi - Аустенит, δ-феррит (20-25 %)* Вытянутые зерна аустенита (≈ 100 мкм ÷ ≈ 1 мм) с внутризеренной дендритной микроструктурой δ-феррита (**d = 0.5-1.5 мкм) АП-CrNi+ТО 1050 °С (1 ч) Аустенит, δ-феррит (9-13 %)* Вытянутые зерна аустенита (≈ 100 мкм ÷ ≈ 1 мм) со сферическими включениями δ-феррита (d < 10 мкм) АП-CrNiNb - Аустенит, δ-феррит (4-6 %)*, NbFeCrNi-фаза Вытянутые зерна аустенита (≈ 100 мкм ÷ ≈ 1 мм) с внутризеренной дендритной микроструктурой δ-феррита (d = 0.5- 1.5 мкм) и частицами NbFeCrNi-фазы, расположенными преимущественно вдоль межзеренных и межфазных границ (аустенит/δ-феррит) АП-CrNiNb+ТО 1100 °С (1 ч) Аустенит, δ-феррит (1-2 %)*, NbFeCrNi-фаза Вытянутые зерна аустенита (≈ 100 мкм ÷ ≈ 1 мм) со сферическими включениями δ-феррита (d < 10 мкм) и частицами NbFeCrNi-фазы, расположенными преимущественно вдоль межзеренных и межфазных границ (аустенит / δ-феррит) Примечание. * Диапазон значений указывает на изменение содержания магнитной фазы по высоте заготовки. **d - толщина дендритных ветвей δ-феррита. Рис. 2. ПЭМ-изображение микроструктуры стали АП-CrNi (a) и СЭМ-изображения стали АП-CrNiNb (б, в) с данными ЭДС-анализа по основным легирующим элементам Обобщенные данные по структуре, фазовому составу и распределению фаз в исследуемых образцах представлены в табл. 2. Содержание δ-феррита в стали АП-CrNi в 4-5 раз выше, чем в стали АП-CrNiNb. Стандартные для АНС термические обработки сталей АП-CrNi и АП-CrNiNb способствуют изменению морфологии и объемной доли δ-феррита: закалка приводит к уменьшению содержания δ-феррита примерно в 2 раза по сравнению с состоянием непосредственно после роста, при этом колонии дендритов δ-феррита теряют преимущественную ориентацию вдоль роста заготовки и распадаются на отдельные включения сферической формы (табл. 2, рис. 1, г и е). Однако термическая обработка не оказывает существенного влияния на зеренную структуру: аустенитные зерна по-прежнему вытянутые и неравноосные. Полученные результаты также подтверждает ряд работ, посвященных термическим пост-обработкам аддитивно-изготовленных хромоникелевых сталей [9, 12, 16]. Термическая обработка стали АП-CrNiNb не способствует растворению или изменению морфологии частиц NbFeCrNi-фазы. Таким образом, была сформирована серия различных состояний в образцах АП-сталей: аустенитно-ферритное с разной объемной долей δ-феррита (АП-CrNi и АП-CrNi+ТО), аустенитно-ферритное с частицами NbFeCrNi-фазы и разной долей δ-феррита (АП-CrNiNb и АП-CrNiNb+ТО). Однофазные аустенитные стали Л-CrNiTi и Л-CrNiMo с крупнокристаллической структурой взяты в качестве референтных материалов. Характерные диаграммы растяжения образцов всех исследуемых сталей представлены на рис. 3. Все диаграммы демонстрируют типичное для аустенитных сталей поведение при пластической деформации. Несмотря на это, прочностные и пластические свойства АП-сталей уступают свойствам традиционных литых сталей близкого состава. Анализ диаграмм, представленных на рис. 3, свидетельствует о макроcкопически вязком характере разрушения сталей во всех исследуемых состояниях - на диаграммах присутствует стадия, характерная для образования шейки, и после ее образования образцы еще испытывают значительную пластическую деформацию. Пределы текучести сталей АП-CrNi и АП-CrNiNb оказываются близкими по значению, а удлинение до разрушения стали АП-CrNiNb значительно меньше, по сравнению со сталью АП-CrNi, что может быть обусловлено разным фазовым составом стали, формируемым в процессе ПЭЛП. Отжиги приводят к увеличению пластичности обеих сталей, что связано с частичным растворением феррита (распад дендритных ветвей). Это приводит, во-первых, к увеличению объемного содержания более пластичной аустенитной фазы, а также, согласно работе [12], к увеличению свободного пробега дислокаций при пластической деформации вследствие уменьшения доли межфазных границ в аустенитных зернах. Рис. 3. Кривые течения в инженерных координатах для образцов исследуемых сталей, подвергнутых одноосному растяжению На рис. 4 представлены СЭМ-изображения поверхностей разрушения литой стали Л-CrNiMo (а, г) (для образцов стали Л-CrNiTi поверхность разрушения имеет аналогичный вид) и аддитивно-изготовленных сталей АП-CrNi (б) и АП-CrNiNb (в). Независимо от способа изготовления сталей (литье или АП) и термических пост-обработок во всех образцах наблюдали вязкий транскристаллитный характер разрушения с образованием выраженной шейки на образцах (рис. 4, а-в). Величина сужения в шейке больше для образцов литых сталей и стали АП-CrNi в сравнении с аддитивно-изготовленными образцами стали с ниобием. Основные различия в механизмах деформации и разрушения литых и АП-сталей можно выделить на основе анализа следов сдвига на боковых поверхностях исследуемых образцов вблизи зоны разрушения. Образцы отличаются характером распределения сдвига на разных масштабных уровнях: дислокационного скольжения и полос локализованной деформации. На боковых поверхностях разрушенных образцов Л-CrNiTi и Л-CrNiMo вблизи зоны разрушения наблюдали деформационный рельеф, характерный для крупнокристаллических аустенитных сталей - однородное «вытягивание» аустенитных зерен в направлении оси растяжения, множественные следы сдвига (скольжения и двойникования) в зернах, микро- и макрополосы локализованной деформации (рис. 4, г) [18]. Несмотря на различия в системе легирования, энергии дефекта упаковки и размере зерна в исследуемых сталях Л-CrNiTi и Л-CrNiMo, стабильных к деформационному γ→α'-фазо¬вому превращению, механизм зарождения трещин, характер разрушения и деформационный рельеф на боковых поверхностях при пластической деформации образцов одинаков. Трещины зарождаются в области макроскопической шейки в микрополосах сдвига, а затем трещины раскрываются вдоль макроскопических полос локализованного сдвига (рис. 4, г). Рис. 4. СЭМ-изображения поверхности разрушения (а, б, в) и боковой поверхности (г) образцов исследуемых сталей после растяжения: a, г - Л-CrNiMo; б - АП-CrNi; в - АП-CrNiNb На рис. 5 представлены СЭМ-изображения боковых поверхностей разрушенных образцов АП-сталей. На боковых поверхностях образцов АП-CrNi и АП-CrNi+ТО вблизи разрушения наблюдается сложный деформационный рельеф, включающий систему макроскопических полос, ориентированных вдоль оси растяжения. Внутри таких полос расположены микрополосы сдвига, перпендикулярные оси растяжения (рис. 5, а и б). Для образцов АП-CrNi, содержащих большую долю феррита, макроскопическая локализация деформации более выражена, чем в АП-CrNi+ТО-образцах, а механизм зарождения трещин в них аналогичен литым материалам. То есть дендриты δ-феррита влияют на процессы макроскопической локализации пластического течения в шейке образца таким образом, что локализация активируется в них при меньших величинах удлинения, чем в литой стали, и аддитивно-выращенные образцы разрушаются соответственно быстрее. СЭМ-изображения, представленные на рис. 5, в и г, были получены в областях равномерной деформации для образцов, в которых не произошла потеря макроскопической устойчивости пластического течения. Изображения на рис. 5, в и г позволяют выявить особенности деформационного рельефа двухфазной структуры сталей АП-CrNi и АП-CrNi+ТО, предшествующего образованию шейки. Согласно работе [12], в образцах АП-CrNi свободный пробег дислокаций преимущественно ограничивается межфазными границами (аустенит/δ-феррит), а в образцах после отжига (АП-CrNi+ТО) в связи с частичным растворением ветвей δ-феррита (уменьшение протяженности межфазных границ) свободный пробег дислокаций увеличивается и в основном ограничивается межзеренными границами (аустенит/аустенит) практически так же, как в литой стали. Характер полос скольжения на СЭМ-изображениях (рис. 5, а и б) указывает на преобладание одной системы сдвига на стадии пластической деформации, предшествующей образованию шейки. Уменьшение доли феррита и изменение его морфологии сопровождается усилением микролокализации скольжения - полосы скольжения в образцах АП-CrNi+ТО шире, чем в АП-CrNi-образцах. Поскольку элементный состав этих образцов одинаков, то более однородное распределение сдвига в АП-CrNi-образцах вызвано, вероятнее всего, присутствием протяженных межфазных границ в зернах аустенита и необходимостью обеспечения совместности деформации аустенита и δ-феррита при растяжении макроскопического образца. Рис. 5. СЭМ-изображения боковой поверхности исследуемых сталей после растяжения: a, в - АП-CrNi; б, г - АП-CrNi+ТО; д - АП-CrNiNb; е - АП-CrNiNb+ТО В случае АП-CrNi+ТО-образцов деформационный рельеф формируется за счет скольжения (двойникования) в очень крупных аустенитных зернах и сферические частицы феррита оказывают более слабое влияние на процесс пластической деформации в аустените, а микролокализация скольжения подавляет множественный сдвиг, необходимый для формирования полос локализованной деформации. За исключением вышеописанных особенностей, в образцах сталей АП-CrNi и АП-CrNi+ТО на стадии развитой пластической деформации происходит активация множественного сдвига, которая способствует развитию кооперативных мод деформации и, как результат, образованию микроскопических и макроскопических полос сдвига в соответствии с известными моделями [19]. Закономерности образования микротрещин и их рост в полосах локализации (данные области отмечены стрелками на рис. 5, а и б) полностью соответствует закономерностям, характерным для крупнокристаллических однофазных аустенитных сталей. То есть формирование двухфазной структуры, включающей разную долю δ-феррита в аустените, и морфология феррита не оказывают влияния на механизм зарождения и распространения трещин в хромоникелевых сталях (рис. 5, а, б), но за счет различий в характере скольжения и перераспределения сдвига внутри зерен макроскопическая локализация в стали с ферритом происходит раньше и величина удлинения до разрушения в них ниже, чем в литых образцах с однофазной аустенитной структурой. В сталях АП-CrNiNb и АП-CrNiNb+ТО в отличие от АП-CrNi и АП-CrNi+ТО процесс макроскопической локализации подавлен, а разрушение происходит при меньших степенях деформации, что обусловлено присутствием недеформируемых частиц NbFeCrNi-фазы, выделяющихся преимущественно на межзеренных и межфазных границах в процессе аддитивного производства стали (рис. 5, д и е). Зарождение трещин в сталях АП-CrNiNb и АП-CrNiNb+ТО происходит преимущественно на межфазных границах (частица/аустенит, частица/δ-феррит). Далее трещины распространяются в «перемычках» (аустенитных или ферритных) между межфазными границами с хрупкими частицами NbFeCrNi-фазы. Вызванное термической обработкой изменение содержания и морфологии δ-феррита в стали АП-CrNiNb приводит к увеличению удлинения (как и в образцах АП-CrNi и АП-CrNi+ТО), на боковых поверхностях разрушенных образцов вблизи зоны разрушения видны единичные микрополосы локализованной деформации (выделены пунктиром на рис. 5, е). Тем не менее послеростовая термообработка не способствует изменению закономерностей зарождения и роста трещин в образцах АП-CrNi+ТО. Несмотря на то, что размер аустенитных зерен в образцах с ниобием такой же, как и в стали АП-CrNi, частицы NbFeCrNi-фазы не растворяются в процессе термической обработки и по-прежнему выступают в качестве источников зарождения трещин и барьеров для формирования и распространения микрополос локализованной деформации. Заключение Экспериментально показано, что в хромоникелевых сталях, изготовленных методом проволочной электронно-лучевой 3D-печати, формируется неоднородная гетерофазная микроструктура, которая влияет на механизм образования и роста трещин при пластической деформации. Аддитивно-изготовленная сталь Fe-19Cr-9Ni-0.1C обладает двухфазной (аустенит/δ-феррит) микроструктурой, в то время как легированная ниобием сталь Fe-19Cr-9Ni-1.4Nb-0.1C помимо аустенита и δ-феррита содержит интерметаллидную фазу на основе ниобия и железа. Изменение объемной доли δ-феррита и его морфологии влияет на особенности микролокализации скольжения и формирования микроскопических и макроскопических полос локализации на стадии предразрушения, при этом механизм образования трещин аналогичен наблюдаемому в литых сталях близкого состава с однофазной аустенитной структурой. В легированной ниобием аддитивно-изготов¬ленной стали хрупкий интерметаллид на основе ниобия и железа приводит к образованию пор и микротрещин на межфазных границах аустенит/NbFeCrNi-фаза или δ-феррит/NbFeCrNi-фаза, при этом механизм зарождения трещин в полосах локализации, наблюдаемый для литых и аддитивно-изготовленной Fe-19Cr-9Ni-0.1C сталей, оказывается подавленным. Независимо от элементного и фазового состава аддитивно-полученных стальных образцов основным микромеханизмом разрушения является ямочный транскристаллитный излом, характерный для литых аустенитных нержавеющих сталей.

Ключевые слова

аддитивные технологии, электронно-лучевая 3D-печать, аустенит, феррит, механизм разрушения, локализация пластической деформации, ямочный излом, additive technologies, electron-beam 3D-printing, austenite, ferrite, fracture mechanism, localization of plastic deformation, dimpled fracture

Авторы

ФИООрганизацияДополнительноE-mail
Астафурова Елена ГеннадьевнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНд.ф.-м.н., доцент, ведущ. науч. сотр. ИФПМ СО РАНelena.g.astafurova@gmail.com
Москвина Валентина АлександровнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНаспирантка, мл. науч. сотр. ИФПМ СО РАНvalya_moskvina@mail.ru
Панченко Марина ЮрьевнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНмл. науч. сотр. ИФПМ СО РАНpanchenko.marina4@gmail.com
Астафуров Сергей ВладимировичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНк.ф.-м.н., ст. науч. сотр. ИФПМ СО РАНsvastafurov@gmail.com
Мельников Евгений ВасильевичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНмл. науч. сотр. ИФПМ СО РАНmelnickow.jenya@yandex.ru
Майер Галина ГеннадьевнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНк.ф.-м.н., науч. сотр. ИФПМ СО РАНgalinazg@yandex.ru
Реунова Ксения АндреевнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНаспирантка, инженер ИФПМ СО РАНreunova.ksenya@mail.ru
Рубцов Валерий ЕвгеньевичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНк.ф.-м.н., зав. лабораторией ЛККМиК ИФПМ СО РАНrvy@ispms.ru
Колубаев Евгений АлександровичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНд.т.н., директор ИФПМ СО РАНeak@ispms.tsc.ru
Всего: 9

Ссылки

Ding D., Pan Z.I., Cuiuri D., and Li H. // Int. J. Adv. Manuf. Technol. - 2015. - V. 81. - P. 465-481.
Lo K.H., Shek C.H., and Lai J.K.L. // Mat. Sci. and Eng.: R: Reports. - 2009. - V. 65. - P. 39-104.
Li N., Huang S., Zhang G., et. al. // J. Mater. Sci. Technol. - 2019. - V. 35. - P. 249-269.
Cunningham C.R., Flynn J.M., Shokrani A., et. al. // Add. Manuf. - 2018. - V. 22. - P. 672-686.
Frazier W.E. // Metal Additive Manufacturing. A. Rev. J. Mater. Eng. Performance. - 2014. - V. 23(6). - P. 1917-1928.
Laghi V., Palermo M., Tonelli L., et al. // Int. J. Adv. Manuf. Technol. - 2020. - V. 106. - P. 3693- 3705.
Tarasov S.Yu., Filippov A.V., Shamarin N.N., et al. // J. Alloys Compd. - 2019. - V. 803. - P. 364-370.
Wang Zh., Palmer T.A., and Beese A.M. // Acta Mater. - 2016. - V. 110. - P. 226-235.
Chen X., Li J., Cheng X., et al. // Mat. Sci. Eng. A. - 2018. - V. 715. - P. 307-314.
Zhang K., Wang S., Liu W., and Shang X. // Mater. Des. - 2014. - V. 55. - P. 104-119.
Godec M., Zaefferer S., Podgornik B., et al. // Mat. Charact. - 2020. - V. 160. - P. 110074.
Astafurova E.G., Panchenko M.Yu., Moskvina V.A., et al. // J. Mater. Sci. - 2020. - V. 55. - P. 9211-9224.
Колубаев А.В., Тарасов С.Ю., Филиппов А.В. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2018. - Т. 61. - № 6. - С. 110-116.
Wang Y.D., Tang H.B., Fang Y.L., and Wang H.M. // Mat. Sci. Eng. A. - 2010. - V. 527. - P. 4804-4809.
Chen X., Li J., Cheng X., et al. // Mater. Sci. Eng. A. - 2017. - V. 703. - P. 567-577.
Yadollahi A., Shamsaei N., Thompson S.M., and Seely D.W. // Mater. Sci. Eng. A. - 2015. - V. 644. - P. 171-183.
Panchenko M.Yu., Astafurova E.G., Moskvina V.A., et al. // Nanosci. Technol.: Int. J. - 2020. (в печати).
Astafurova E.G., Melnikov E.V., Astafurov S.V., et al. // Phys. Mesomech. - 2019. - V. 22(4). - P. 313-326.
Штремель М.А. Разрушение. Кн. 2. Разрушение структур. - М.: МИСИС, 2015. - 976 с.
 Влияние фазового состава и распределения фаз на особенности формирования трещин и механизм разрушения хромоникелевых сталей, полученных методом электронно-лучевой 3D-печати | Известия вузов. Физика. 2020. № 6. DOI: 10.17223/00213411/63/6/16

Влияние фазового состава и распределения фаз на особенности формирования трещин и механизм разрушения хромоникелевых сталей, полученных методом электронно-лучевой 3D-печати | Известия вузов. Физика. 2020. № 6. DOI: 10.17223/00213411/63/6/16