RU2721109C1

RU2721109C1 - Method for additive production of articles from high-strength aluminum alloys with a functional gradient structure

Info

Publication number: RU2721109C1
Application number: RU2019134629A
Authority: RU
Inventors: Евгений Александрович Колубаев; Валерий Евгеньевич Рубцов; Сергей Валерьевич Фортуна; Кирилл Николаевич Калашников; Татьяна Александровна Калашникова; Екатерина Сергеевна Хорошко; Николай Леонидович Савченко; Алексей Николаевич Иванов; Вероника Утяганова; Ксения Сергеевна Осипович; Владимир Александрович Бакшаев
Priority date: 2019-10-29
Filing date: 2019-10-29
Publication date: 2020-05-15

Abstract

FIELD: manufacturing technology.

SUBSTANCE: invention relates to a method for additive production of articles from high-strength aluminum alloys with a functional gradient structure. At least part of article is made by feeding at least two wires into molten bath, their melting by high-energy action of electron beam with change of feed rate of at least one of wires. At least one solid wire is used, made from high-strength aluminum alloy, and one powder wire consisting of shell made of material of at least one solid wire, and filler in form of nanosized particles matched to crystal lattice parameter with high-strength aluminum alloy. Solid wires are supplied with variation of feed rate of at least one of them and constant feed rate of flux cored wire.

EFFECT: enlarging the range of application of additive technologies in production of articles from high-strength aluminum alloys.

11 cl, 10 dwg, 8 ex

Description

ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИFIELD OF TECHNOLOGY

Изобретение относится к технологии получения изделий из высокопрочных алюминиевых сплавов с улучшенными физико-механическими и эксплуатационными свойствами методом аддитивного производства, в частности, с помощью электронно-лучевой аддитивной технологии изделий.The invention relates to a technology for producing products from high-strength aluminum alloys with improved physicomechanical and operational properties by the additive manufacturing method, in particular, using electron beam additive product technology.

УРОВЕНЬ ТЕХНИКИBACKGROUND

При использовании аддитивных технологий для получения изделий из металлов и металлических сплавов, в материалах формируются уникальные микроструктуры, обычно состоящие из столбчатых зерен, ориентированных параллельно направлению относительно высокого температурного градиента [Y. Kok, X.P. Tan, P. Wang, M.L.S. Nai , N.H. Loh, E. Liu, S.B. Tor Anisotropy and heterogeneity of microstructure and mechanical properties in metal additive manufacturing: A critical review Materials and Design 139 (2018) 565–586]. В типичных алюминиевых сплавах, полученных аддитивными технологиями, таких как AlSi10Mg, этот предпочтительный рост столбчатых зерен может привести к накоплению термических напряжений и формированию анизотропии механических свойств. Такие сплавы основанные на 3-д бинарной системе Al - Si, пожалуй, единственные алюминиевые сплавы, пригодные для печати. При получении аддитивными технологиями они имеют предел текучести приблизительно 200 МПа с низкой пластичностью 4%.When using additive technologies to obtain products from metals and metal alloys, unique microstructures are formed in the materials, usually consisting of columnar grains oriented parallel to the direction of the relatively high temperature gradient [Y. Kok, X.P. Tan, P. Wang, M.L.S. Nai, N.H. Loh, E. Liu, S.B. Tor Anisotropy and heterogeneity of microstructure and mechanical properties in metal additive manufacturing: A critical review Materials and Design 139 (2018) 565-586]. In typical aluminum alloys obtained by additive technologies, such as AlSi10Mg, this preferred growth of columnar grains can lead to the accumulation of thermal stresses and the formation of anisotropy of mechanical properties. Such alloys based on the 3-d binary Al - Si system are perhaps the only aluminum alloys suitable for printing. When prepared by additive technologies, they have a yield strength of approximately 200 MPa with a low ductility of 4%.

Напротив, большинство алюминиевых сплавов, используемых в автомобильной, аэрокосмической и бытовой технике, представляют собой деформируемые сплавы серий 2000, 5000, 6000 или 7000, которые могут демонстрировать прочность более 400 МПа и пластичность более 10%, но в настоящее время не могут быть изготовлены методами аддитивных технологий [3D printing of high-strength aluminum alloys, Nature vol. 549, стр. 365-369]. Эти системы имеют в составе легирующие элементы (Cu, Mg, Zn и Si), тщательно отобранные для получения сложных упрочняющих фаз во время последующего старения. Эти же элементы способствуют большим диапазонам температур затвердевания, что приводит к образованию горячих трещин при затвердевании. В частности, во время затвердевания этих сплавов первичная равновесная фаза сначала затвердевает с составом, отличным от объема жидкости. В результате по мере охлаждения происходит объемная усадка структуры, состоящей из вытянутых дендритных зерен и оставшейся незатвердевшей жидкости в длинных каналах между ними. Термические напряжение в этих каналах приводит к образованию полостей и горячих трещин, которые могут охватывать всю длину столбчатого зерна.In contrast, most of the aluminum alloys used in automotive, aerospace and household appliances are wrought alloys of the 2000, 5000, 6000 or 7000 series, which can demonstrate strength of more than 400 MPa and ductility of more than 10%, but currently cannot be manufactured by methods additive technology [3D printing of high-strength aluminum alloys, Nature vol. 549, pp. 365-369]. These systems contain alloying elements (Cu, Mg, Zn and Si), carefully selected to obtain complex hardening phases during subsequent aging. The same elements contribute to large ranges of solidification temperatures, which leads to the formation of hot cracks during solidification. In particular, during the solidification of these alloys, the primary equilibrium phase first solidifies with a composition different from the volume of liquid. As a result, as cooling proceeds, volumetric shrinkage of the structure, consisting of elongated dendritic grains and the remaining uncured liquid in the long channels between them, occurs. Thermal stress in these channels leads to the formation of cavities and hot cracks, which can cover the entire length of the columnar grain.

В работе [«3D printing of high-strength aluminum alloys, Nature vol. 549, стр. 365-369] проблему горячего растрескивания авторы предложили решать за счет перехода от столбчатого роста в процессе аддитивного выращивания алюминиевых сплавов к росту мелкой однородной структуры из равноосных зерен во время затвердевания. Уменьшение размера зерна и предотвращение роста столбчатых зерен позволят полутвердому скелету деформироваться как гранулированное твердое вещество, в отличие от жесткой дендритной структуры, склонной к растрескиванию и разрыву. Чтобы стимулировать равноосный рост зерен, требуется, чтобы в переохлажденной области материала перед локальным фронтом затвердевания происходило несколько событий зародышеобразования, чтобы начать рост новых зерен, которые блокируют рост вредных столбчатых структур. Большое количество центров зародышеобразования перед фронтом затвердевания индуцирует тонкую равноосную структуру. Для этого в ванну расплава добавляют наночастицы, которые выступают в роли зародышей и способствуют росту равноосных зерен. Процесс, с помощью которого при добавлении наночастиц достигается переход от столбчатой к равноосной структуре выращенного изделия, называется нанофункциональностью. In ["3D printing of high-strength aluminum alloys, Nature vol. 549, pp. 365-369] the authors proposed to solve the problem of hot cracking due to the transition from columnar growth during the additive growth of aluminum alloys to the growth of a fine uniform structure from equiaxed grains during solidification. Reducing grain size and preventing the growth of columnar grains will allow a semi-solid skeleton to deform as a granular solid, in contrast to a rigid dendritic structure, prone to cracking and tearing. To stimulate equiaxial grain growth, it is required that several nucleation events occur in the supercooled region of the material in front of the local solidification front in order to begin the growth of new grains that block the growth of harmful columnar structures. A large number of nucleation centers in front of the solidification front induces a fine equiaxial structure. For this, nanoparticles are added to the melt pool, which act as nuclei and promote the growth of equiaxed grains. The process by which, when nanoparticles are added, a transition from the columnar to equiaxial structure of the grown product is achieved is called nano-functionality.

Большой набор потенциальных соединений-кандидатов был проанализирован в литературе, чтобы определить, какие кристаллические структуры могли бы способствовать гетерогенному зародышеобразованию и кристаллизации целевой фазы. Для ГЦК- альфа-алюминия фаза Al₃Zr была определена как идеальный кандидат на основе ее термодинамической стабильности и низкого кристаллографического несоответствия с первичной алюминиевой фазой [3D printing of high-strength aluminum alloys, Nature vol. 549, стр. 365-369]. Считается, один измельчающий зерно элемент должен иметь параметр кристаллической решетки ± 0,5%, по сравнению со сплавом алюминия [John H. Martin, Brennan D. Yahata, Eric C. Clough, Justin A. Mayer, Jacob M. Hundley, and Tobias A. Schaedler Additive manufacturing of metal matrix composites via nanofunctionalization MRS Communications (2018), 1 of 6 © Materials Research Society, 2018 doi:10.1557/mrc.2018.95].A large set of potential candidate compounds has been analyzed in the literature to determine which crystal structures could contribute to heterogeneous nucleation and crystallization of the target phase. For fcc alpha aluminum, the Al ₃ Zr phase was identified as the ideal candidate based on its thermodynamic stability and low crystallographic mismatch with the primary aluminum phase [3D printing of high-strength aluminum alloys, Nature vol. 549, pp. 365-369]. It is believed that one grain-grinding element should have a crystal lattice parameter of ± 0.5%, compared with an aluminum alloy [John H. Martin, Brennan D. Yahata, Eric C. Clough, Justin A. Mayer, Jacob M. Hundley, and Tobias A. Schaedler Additive manufacturing of metal matrix composites via nanofunctionalization MRS Communications (2018), 1 of 6 © Materials Research Society, 2018 doi: 10.1557 / mrc.2018.95].

В некоторых вариантах осуществления эффекта нанофункциоанализации микропорошки функционализируют с помощью нанесения на их поверхность наночастиц, которые согласованы по решетке с затвердевающей фазой в исходном материале. В определенных вариантах осуществления смеси таких наночастиц могут реагировать друг с другом или, некоторым образом, с исходным материалом, чтобы сформировать согласованный по решетке материал, имеющий ту же или подобную функцию.In some embodiments of the effect of nanofunctional analysis, micropowders are functionalized by depositing nanoparticles on their surface that are lattice aligned with the solidifying phase in the starting material. In certain embodiments, mixtures of such nanoparticles can react with each other or, in some way, with the starting material to form a lattice-matched material having the same or similar function.

Например, частицы исходного порошка сплава могут быть декорированы наночастицами, подобранными по решетке, которые гетерогенно образуют начальные равновесные фазы во время охлаждения ванны расплава.For example, particles of the initial alloy powder can be decorated with lattice-matched nanoparticles that heterogeneously form the initial equilibrium phases during cooling of the molten bath.

Когда наночастицы, способствующие множественному зародышеобразованию, равномерно включены в микроструктуру, они могут обеспечить дополнительное упрочнение и устойчивость к росту зерен благодаря эффектам пиннинга (pinning – закрепление). Было показано, что нанокомпозиты, получаемые с использованием эффекта нанофункцианализации в процессе аддитивного производства проявляют повышенную механическую прочность благодаря способности препятствовать движению дислокации. Эта способность не ограничивается комнатной температурой и может улучшить жаропрочность материала и сопротивление ползучести. Нанокомпозиты также могут обладать повышенной износостойкостью.When nanoparticles promoting multiple nucleation are uniformly incorporated into the microstructure, they can provide additional hardening and resistance to grain growth due to pinning (pinning) effects. It was shown that nanocomposites obtained using the effect of nanofunctionalization in the process of additive production exhibit increased mechanical strength due to the ability to inhibit the movement of dislocations. This ability is not limited to room temperature and can improve the heat resistance of the material and creep resistance. Nanocomposites may also have increased wear resistance.

В заявке США [№ US2019161835 (A1) ― 2019-05-30 ALUMINUM ALLOY COMPONENTS FROM ADDITIVE MANUFACTURING] для решения проблемы производства прочных алюминиевых сплавов методами аддитивных технологий авторами предлагается использование наночастиц в широком диапазоне химических составов для измельчения структуры зерна алюминиевого сплава. Наряду с металлическими наночастицами предлагается использовать керамические наночастицы.In the application of US [No. US2019161835 (A1) - 2019-05-30 ALUMINUM ALLOY COMPONENTS FROM ADDITIVE MANUFACTURING] to solve the problem of producing durable aluminum alloys by additive technology, the authors propose the use of nanoparticles in a wide range of chemical compositions for grinding the grain structure of an aluminum alloy. Along with metal nanoparticles, it is proposed to use ceramic nanoparticles.

Типичные металлические материалы включают Sc,Ti, V, Cr, Y, Zr, Nb, Мо, Ru, Rh, Pd, La, Се, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu, Ta, W, Re, Os, Ir, Pt, Si или B.Typical metallic materials include Sc, Ti, V, Cr, Y, Zr, Nb, Mo, Ru, Rh, Pd, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu, Ta, W, Re, Os, Ir, Pt, Si or B.

Типичные керамические материалы включают SiC, HfC, TaC, ZrC, NbC, WC, TiC, TiC_0.7N_0.3, VC, B₄C, TiB₂, HfB₂, TaB₂, ZrB₂, WB₂, NbB₂, TaN , HfN , BN, ZrN , TiN , NbN , VN, Si₃N₄, Al₂O₃, MgAl₂O₃, HfO₂, ZrO2, Ta₂O₅, TiO₂, SiO₂ и оксиды редкоземельных элементов Y, La, Ce, Pr , Nd , Sm, Eu , Gd , Tb, Dy , Ho, Er , Tm, Yb и / или Lu. Typical ceramic materials include SiC, HfC, TaC, ZrC, NbC, WC, TiC, TiC _0.7 N _0.3 , VC, B ₄ C, TiB ₂ , HfB ₂ , TaB ₂ , ZrB ₂ , WB ₂ , NbB ₂ , TaN, HfN , BN, ZrN, TiN, NbN, VN, Si ₃ N ₄ , Al ₂ O ₃ , MgAl ₂ O ₃ , HfO ₂ , ZrO2, Ta ₂ O ₅ , TiO ₂ , SiO ₂ and rare earth oxides Y, La, Ce , Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb and / or Lu.

Однако в формуле изобретения и в примерах из массы вышеперечисленных химических соединений раскрыта возможность получения мелкозернистой структуры с равноосными зернами алюминиевых сплавов вследствие эффекта нанофункционализации только в случае добавок наночастиц циркония. Получаемый алюминиевый сплав характеризуется средним размером зерна менее 10 мкм и практически не имеющей трещин микроструктурой с равноосными зернами.However, in the claims and examples from the mass of the above chemical compounds, the possibility of obtaining a fine-grained structure with equiaxed grains of aluminum alloys due to the nano-functionalization effect only in the case of zirconium nanoparticles is disclosed. The resulting aluminum alloy is characterized by an average grain size of less than 10 μm and a practically non-cracked microstructure with equiaxed grains.

Для некоторых других химических соединений приведен только внешний вид порошков алюминиевых сплавов с нанесенными наночастицами – на фиг.1-5 представлены изображения сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) типичных микропорошков, которые функционализированы с помощью наночастиц: на фиг.1 показан порошок Al 7075, функционализированный наночастицами TiB₂; на фиг. 2 показан порошок TiAl6V4, функционализированный наночастицами ZrH₂; а фиг. 3 показан порошок Al 7075, функционализированный наночастицами WC (карбид вольфрама), на фиг. 5 показан железный порошок, функционализированный наночастицами TiC. For some other chemical compounds, only the appearance of the powders of aluminum alloys with deposited nanoparticles is shown - Figures 1-5 show scanning electron microscopy (SEM) images of typical micropowders that are functionalized with nanoparticles: Fig. 1 shows nanoparticle functionalized Al 7075 powder TiB ₂ ; in FIG. 2 shows TiAl6V4 powder functionalized with ZrH ₂ nanoparticles; and FIG. 3 shows Al 7075 powder functionalized with WC nanoparticles (tungsten carbide); FIG. 5 shows an iron powder functionalized with TiC nanoparticles.

Также в описании упоминается возможность создания функционально-градиентных алюминиевых сплавов, но только получения структурных градиентов, имеющих отношение к объемной доле наночастиц, обеспечивающих эффект нанофункцианализации алюминиевого сплава; не рассматривается возможность получения градиентной структуры с разными марками алюминиевого сплава в объёме выращиваемого изделия, когда границы раздела между сплавами имеют плавные композиционные переходы, к тому же не раскрыты приемы получения градиентной структуры; акцент делается на функционализации наночастицами поверхности только порошковых материалов, которые используются для получения готового изделия в рамках селективной лазерной аддитивной технологии.The description also mentions the possibility of creating functionally gradient aluminum alloys, but only obtaining structural gradients related to the volume fraction of nanoparticles providing the effect of nanofunctionalization of the aluminum alloy; the possibility of obtaining a gradient structure with different grades of aluminum alloy in the volume of the grown product when the interface between the alloys have smooth compositional transitions is not considered; moreover, methods for obtaining a gradient structure are not disclosed; the emphasis is on the functionalization of the surface of nanoparticles of only powder materials that are used to obtain the finished product in the framework of selective laser additive technology.

Известно использование наночастиц карбида вольфрама для нанофункционализации коммерчески доступного порошка сплава AlSi10Mg. [Additive manufacturing of metal matrix composites via nanofunctionalization John H. Martin, Brennan D. Yahata, Eric C. Clough, Justin A. Mayer, Jacob M. Hundley, and Tobias A. Schaedler, HRL Laboratories LLC, Malibu, California 90265-4797, USA]. Карбид вольфрама был использован для формирования в алюминиевом сплаве когерентных кристаллографических фаз, согласованных по параметрам кристаллической решетки для стимулирования хорошего смачивания частиц WC алюминиевым сплавом и увеличения дислокационных взаимодействий на частицах карбидов для эффекта упрочнения. Структуры были изготовлены с равномерно распределенными упрочняющими чаcтицами WC , что при добавлении всего 1 об.% карбида вольфрама привело к пределу прочности на растяжение> 385 МПа и снижению скорости износа на 50% по сравнению с имеющимся в продаже cплавом AlSi10Mg.It is known to use tungsten carbide nanoparticles for nano-functionalization of a commercially available AlSi10Mg alloy powder. [Additive manufacturing of metal matrix composites via nanofunctionalization John H. Martin, Brennan D. Yahata, Eric C. Clough, Justin A. Mayer, Jacob M. Hundley, and Tobias A. Schaedler, HRL Laboratories LLC, Malibu, California 90265-4797 , USA]. Tungsten carbide was used to form coherent crystallographic phases in an aluminum alloy that were matched by crystal lattice parameters to stimulate good wetting of WC particles with an aluminum alloy and increase dislocation interactions on carbide particles for a hardening effect. The structures were fabricated with uniformly distributed reinforcing particles of WC, which, when only 1 vol% tungsten carbide was added, led to a tensile strength of> 385 MPa and a decrease in the wear rate by 50% compared with the commercially available AlSi10Mg alloy.

Также как и в предыдущем аналоге не рассматривается возможность получения градиентной структуры с разными марками алюминиевого сплава в объёме выращиваемого изделия, когда границы раздела между сплавами имеют плавные композиционные переходы.As well as in the previous analogue, the possibility of obtaining a gradient structure with different grades of aluminum alloy in the volume of the grown product when the interface between the alloys have smooth compositional transitions is not considered.

Известен способ из патента [US9101979 (B2) Ї 2015-08-11], являющийся наиболее близким аналогом аддитивного способа получения изделий с градиентной структурой, в том числе из различных алюминиевых сплавов, где градиент достигается путем плавления металлических или легированных порошков с использованием лазера или электронного пучка, путем постепенного регулирования композиционного соотношения между, по меньшей мере, двумя различными материалами. В вариантах осуществления способов и систем различные материалы и области градиентного перехода формируют между различными алюминиевыми сплавами, например от Al6061 к Al7075 или Al2024. Градиент может применяться при добавлении состава от 1% до 100%. The known method from the patent [US9101979 (B2) Ї 2015-08-11], which is the closest analogue to the additive method for producing products with a gradient structure, including from various aluminum alloys, where the gradient is achieved by melting metal or alloyed powders using a laser or electron beam, by gradually adjusting the compositional relationship between at least two different materials. In embodiments of the methods and systems, various materials and gradient transition regions are formed between different aluminum alloys, for example from Al6061 to Al7075 or Al2024. The gradient can be applied by adding a composition of 1% to 100%.

В одном из вариантов способа получение градиентных материалов может включать формирование композитной структуры: композит металл-матрица ex-situ может быть получен путем добавления частиц с высокой температурой плавления в процессе производства добавки, таких как SiC или BC. В некоторых вариантах осуществления такая композитная структура может включать в себя процесс производства аддитивного сплава, в котором получают градиентный сплав, который содержит две или более отдельных фаз (в дополнение к градиенту состава). Например, в некоторых вариантах осуществления фазы могут быть в форме дендритов, сфер, частиц или небольшого порошка.In one embodiment of the method, the preparation of gradient materials may include the formation of a composite structure: an ex situ metal-matrix composite can be obtained by adding particles with a high melting point during the manufacturing of the additive, such as SiC or BC. In some embodiments, the implementation of such a composite structure may include an additive alloy manufacturing process in which a gradient alloy is obtained that contains two or more separate phases (in addition to the composition gradient). For example, in some embodiments, the phases may be in the form of dendrites, spheres, particles, or a small powder.

Предлагаемые в данном методе приемы и режимы плавления металлического порошка с использованием в качестве нагрева воздействие электронным пучком не позволяют получить композиционные материалы с градиентной структурой, состоящей из мелких равноосных зерен без трещин.The methods and modes of melting a metal powder proposed in this method using exposure to an electron beam as heating do not allow one to obtain composite materials with a gradient structure consisting of small equiaxed grains without cracks.

РАСКРЫТИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯSUMMARY OF THE INVENTION

В основу изобретения поставлена задача преодоления вышеупомянутых недостатков и создания способа получения методом электронно-лучевой аддитивной технологии изделий, выполненных полностью или частично из высокопрочных алюминиевых сплавов и с полностью или частично функционально-градиентной структурой «состоящей из мелких равноосных зерен без трещин».The basis of the invention is the task of overcoming the aforementioned disadvantages and creating a method for producing by electron-beam additive technology products made entirely or partially from high-strength aluminum alloys and with a fully or partially functional-gradient structure "consisting of small equiaxed grains without cracks".

Технический результат – улучшенные физико-механические и эксплуатационные свойства получаемых изделий.The technical result is improved physico-mechanical and operational properties of the resulting products.

Еще одним техническим результатом является упрощение процесса создания материалов с градиентной структурой из высокопрочных алюминиевых сплавов, что приводит к расширению диапазона применения аддитивных технологий при производстве новых изделий из таких материалов.Another technical result is the simplification of the process of creating materials with a gradient structure from high-strength aluminum alloys, which leads to the expansion of the range of application of additive technologies in the production of new products from such materials.

Поставленная задача достигается тем, что как и в известный предлагаемый способ аддитивного производства изделий с функционально-градиентной структурой из высокопрочных алюминиевых сплавов, включает изготовление, по меньшей мере, части изделия путем подачи, по меньшей мере, двух проволок в ванну расплава с обеспечением их плавления высокоэнергетическим воздействием электронного пучка и изменением скорости подачи, по меньшей мере, одной из проволок.The problem is achieved in that, as in the known proposed method for the additive production of products with a functional gradient structure from high-strength aluminum alloys, includes the manufacture of at least part of the product by supplying at least two wires to the molten bath to ensure their melting high-energy exposure to the electron beam and a change in the feed rate of at least one of the wires.

При этом в одном варианте осуществляют подачу, по меньшей мере одной сплошной проволоки, выполненной из высокопрочного алюминиевого сплава, и одной порошковой проволоки, состоящей из оболочки, выполненной из материала по меньшей мере одной сплошной проволоки, и наполнителя в виде наноразмерных частиц, согласованных по параметру кристаллической решетки с высокопрочным алюминиевым сплавом.At the same time, in one embodiment, at least one solid wire made of high-strength aluminum alloy and one flux-cored wire, consisting of a sheath made of at least one solid wire, and a filler in the form of nanoscale particles matched according to the parameter crystal lattice with high strength aluminum alloy.

А во втором варианте в ванну расплава подают две сплошных проволоки, выполненные из различных высокопрочных алюминиевых сплавов и одну порошковую проволоку, состоящую из оболочки, выполненной из технически чистого алюминия, и наполнителя в виде наноразмерных частиц, согласованных по параметру кристаллической решетки с каждым из высокопрочных алюминиевых сплавов, при этом подачу сплошных проволок осуществляют с изменением скорости подачи, по меньшей мере, одной из них и постоянной скорости подачи порошковой проволоки.And in the second version, two solid wires made of various high-strength aluminum alloys and one flux-cored wire, consisting of a sheath made of technically pure aluminum, and a filler in the form of nanosized particles matched by the crystal lattice parameter to each of the high-strength aluminum are fed into the melt bath alloys, while the supply of solid wires is carried out with a change in the feed rate of at least one of them and a constant feed rate of the cored wire.

Кроме того, используют наноразмерные частицы, выбранные из группы, состоящей из металлических частиц, например, Zr или неметаллических частиц, например, карбида вольфрама, карбида кремния.In addition, use is made of nanosized particles selected from the group consisting of metal particles, for example, Zr or non-metallic particles, for example, tungsten carbide, silicon carbide.

При этом средний размер упомянутых частиц лежит в диапазоне от 50 нм до 300 нм.Moreover, the average particle size of these particles lies in the range from 50 nm to 300 nm.

Кроме того, в качестве высокопрочного алюминиевого сплава используют алюминиевые сплавы серий 6000 и 7000.In addition, aluminum alloys of the 6000 and 7000 series are used as high-strength aluminum alloy.

Предпочтительно, что толщины сплошных (монолитных) проволок выбираются одинаковыми из диапазона от 0,8 мм до 1,5 мм.It is preferred that the thicknesses of the solid (monolithic) wires are selected to be the same from a range of 0.8 mm to 1.5 mm.

Предпочтительно, что толщину порошковой проволоки выбирают из диапазона от 1,2 мм до 1,8 мм.Preferably, the thickness of the cored wire is selected from a range of 1.2 mm to 1.8 mm.

При этом в первом варианте способа угол наклона подачи монолитной проволоки к подложке выбирают из диапазона от 30є до 45є, а угол наклона подачи порошковой проволоки к подложке выбирают из диапазона от 25є до 70.In this case, in the first embodiment of the method, the angle of inclination of the feed of the monolithic wire to the substrate is selected from the range from 30є to 45є, and the angle of inclination of the supply of the cored wire to the substrate is selected from the range from 25є to 70.

А во втором варианте способа угол наклона подачи первой монолитной проволоки к подложке выбирают из диапазона от 30є до 45є, второй монолитной проволоки к подложке выбирают из диапазона от 30є до 45є, а угол наклона подачи порошковой проволоки к подложке выбирают из диапазона от 25є до 70 є.And in the second variant of the method, the angle of inclination of the feed of the first monolithic wire to the substrate is selected from the range from 30є to 45є, the second monolithic wire to the substrate is selected from the range of 30є to 45є, and the angle of inclination of the flux-cored wire to the substrate is selected from the range from 25є to 70 є .

Данные значения углов наклона подобраны экспериментально и представляют собой диапазон значений, в котором подаваемый филамент (проволока) будет точно попадать в ванну расплава.These values of the angle of inclination are selected experimentally and represent a range of values in which the filament (wire) supplied will exactly fall into the melt pool.

Целесообразно, что изменение скорости подачи проволок осуществляют в диапазоне от 10 мм/мин до 3200 мм/мин, предпочтительно от 15 мм/мин до 1200 мм/мин.It is advisable that the change in the wire feed speed is in the range from 10 mm / min to 3200 mm / min, preferably from 15 mm / min to 1200 mm / min.

Изменение скорости подачи в процессе печати необходимо для формирования градиентной структуры с заданным соотношением компонент системы материалов, при этом для каждой проволоки из указанного диапазона выбираются собственные значения, соответствующие 0 и 100% скорости подачи одного из филаментов. Границы диапазона скоростей подачи подобраны экспериментально таким образом, чтобы осуществлялось полное расплавление подаваемого материала и заполнение объема наносимого слоя материалом проволок. При скорости подачи выше 3200 мм/мин подаваемая в ванну расплава проволока частично не расплавляется, нарушая тем самым процесс заполнения наносимого слоя материалом, что приводит к неравномерному распределению наночастиц, уменьшению центров зародышеобразования и формированию крупнозернистой микроструктуры. Подача проволоки со скоростью менее 10 мм/мин приводит к чрезмерному нагреву материала проволоки, что нарушает геометрию формирования изделия и делает невозможным достижение технического результата.A change in the feed rate during printing is necessary for the formation of a gradient structure with a given ratio of the components of the material system, and for each wire from the specified range, eigenvalues corresponding to 0 and 100% of the feed rate of one of the filaments are selected. The boundaries of the range of feed speeds are selected experimentally in such a way that the feed material is completely melted and the volume of the applied layer is filled with wire material. At a feed rate above 3200 mm / min, the wire supplied to the molten bath does not partially melt, thereby violating the process of filling the applied layer with material, which leads to an uneven distribution of nanoparticles, a decrease in nucleation centers and the formation of a coarse-grained microstructure. The wire feed at a speed of less than 10 mm / min leads to excessive heating of the wire material, which violates the geometry of the formation of the product and makes it impossible to achieve a technical result.

Кроме того, ванну расплава формируют электронным пучком с разверткой в форме кольца со следующими параметрами: ускоряющее напряжение в диапазоне от 25 кВт до 150 кВт, при токе пучка в диапазоне от 10 до 150 мА, частота развертки в диапазоне от 100 до 400 Гц.In addition, the melt bath is formed by an electron beam with a sweep in the form of a ring with the following parameters: accelerating voltage in the range from 25 kW to 150 kW, with a beam current in the range from 10 to 150 mA, the sweep frequency in the range from 100 to 400 Hz.

Предпочтительно, чтобы диаметр кольца лежал в диапазоне от 3,0 мм до 6,0 мм в зависимости от необходимой ширины наносимого слоя. Preferably, the diameter of the ring is in the range from 3.0 mm to 6.0 mm, depending on the required width of the applied layer.

Частоту вращения развертки выбирают в диапазоне от 100 до 400 Гц, что обеспечивает наиболее равномерное распределение наночастиц и предотвращает их оседание на дно ванны расплава. The sweep speed is selected in the range from 100 to 400 Hz, which ensures the most uniform distribution of nanoparticles and prevents their settling to the bottom of the melt pool.

При этом получают, по меньшей мере, части изделия, имеющие структуру нанокомпозита с матрицей из высокопрочного алюминиевого сплава с содержанием наночастиц, лежащим в диапазоне от 0,1 до 20 об. %At the same time, at least parts of the product having a nanocomposite structure with a matrix of high-strength aluminum alloy with a nanoparticle content in the range from 0.1 to 20 vol. %

Предпочтительно, что используют отожжённую порошковую проволоку.It is preferred that annealed flux-cored wire is used.

Отжиг в вакуумной печи уменьшает остаточное напряжение, что приводит к лучшей подаче порошковой проволоки в процессе формирования изделия, а внутри проволоки.Annealing in a vacuum furnace reduces the residual stress, which leads to a better supply of flux-cored wire in the process of forming the product, and inside the wire.

Предлагаемое в настоящем изобретении прямое осаждение проволочного филамента имеет преимущество, при получении функционально-градиентных материалов и структур перед косвенными методами осаждения, например, такими, как послойное выращивание из порошковой ванны с помощью лазерной или электроннолучевой обработки. Проволочные филаменты из разных материалов легко подать под электронный луч с разными скоростями. Единственным ограничением при выращивании многокомпонентной детали является количество устройств подачи проволоки и возможность подачи материала в виде проволоки. Обычно материал проволоки должен быть пластичным, чтобы выдерживать силы, необходимые для уменьшения материала до требуемого диаметра. В предлагаемом решении для возможности создания фукционально-градиентных материалов за счет нанофункцианализации прочных алюминиевых сплавов разнообразными химическими соединениями, в том числе не обладающих пластичностью, предлагается использовать в качестве одного из проволочных филаментов порошковую проволоку с пластичной оболочкой и относительно хрупкими наночастицами порошкового наполнителя.Proposed in the present invention, direct deposition of wire filament has the advantage of obtaining functionally gradient materials and structures over indirect deposition methods, for example, such as layer-by-layer growth from a powder bath using laser or electron beam processing. Wire filaments from different materials can be easily fed under an electron beam at different speeds. The only limitation when growing a multi-component part is the number of wire feeders and the ability to feed material in the form of a wire. Typically, the wire material should be ductile to withstand the forces necessary to reduce the material to the required diameter. In the proposed solution, in order to be able to create functionally gradient materials due to nano-functionalization of strong aluminum alloys with various chemical compounds, including those that do not have ductility, it is proposed to use a flux-cored wire with a plastic sheath and relatively fragile powder filler nanoparticles as one of the wire filaments.

Добавленные при формировании изделия в ванну расплава наночастицы, способствующие множественному зародышеобразованию, равномерно распределяются в микроструктуре выращенного композита и обеспечивают дополнительное упрочнение и устойчивость к росту зерен благодаря эффекту пиннинга (pinning – закрепление). Такие нанокомпозиты, получаемые с использованием эффекта нанофункцианализации в процессе аддитивного производства проявляют повышенную механическую прочность благодаря способности препятствовать движению дислокации. Эта способность не ограничивается комнатной температурой, а ещё и улучшает жаропрочность материала и сопротивление ползучести. Подобные нанокомпозиты также обладают повышенной износостойкостью.Nanoparticles added during the formation of the product into the melt bath, promoting multiple nucleation, are evenly distributed in the microstructure of the grown composite and provide additional hardening and resistance to grain growth due to the pinning effect (pinning). Such nanocomposites obtained using the nanofunctionalization effect in the process of additive production exhibit increased mechanical strength due to their ability to inhibit dislocation movement. This ability is not limited to room temperature, but also improves the heat resistance of the material and creep resistance. Such nanocomposites also have increased wear resistance.

Основная задача изобретения формирование градиентных структур из высокопрочных алюминиевых сплавов, включающих в себя нанофункциоанализированные, равноосные структуры: изменение структуры алюминиевых сплавов от крупнозернистой до равноосной мелкозернистой. Эта задача достигается добавлением в матрицу из алюминиевого сплава наночастиц Zr, SiC, WC путем подачи в ванну расплава порошковой проволоки их содержащей. Этот подход приводит к тому, что, например, для алюминиевого сплава Al7075 и Al6061 формируется равноосная, мелкозернистая микроструктура с пределом текучести, превышающим 370 МПа, что в 15 раз больше, чем у обычных сплавов без проведенной модификации. The main objective of the invention is the formation of gradient structures from high-strength aluminum alloys, including nanofunctional, equiaxed structures: changing the structure of aluminum alloys from coarse-grained to equiaxed fine-grained. This task is achieved by adding Zr, SiC, WC nanoparticles to the matrix of aluminum alloy by feeding flux-cored wire containing them into the molten bath. This approach leads to the fact that, for example, for the aluminum alloy Al7075 and Al6061, an equiaxed, fine-grained microstructure is formed with a yield strength exceeding 370 MPa, which is 15 times more than that of ordinary alloys without modification.

Процесс измельчения структуры алюминиевого сплава также обеспечивается за счет равномерной дисперсии наночастиц в ванне расплава, что приводит к возникновению многочисленных центров кристаллизации при затвердевании расплава. В результате создаются структуры с мелкими равноосными зернами без трещин и пор в высокопрочных алюминиевых сплавах серий 6000 и 7000. Т.е. частицы нанопорошка формируют равномерную дисперсию в ванне расплава при затвердевании, тем самым контролируя микроструктуру конечного изделия (например, после добавления в ванну расплава алюминиевого сплава частиц Zr возникает соединение Al₃Zr).The process of grinding the structure of an aluminum alloy is also ensured by uniform dispersion of nanoparticles in the melt pool, which leads to the appearance of numerous crystallization centers during solidification of the melt. As a result, structures with small equiaxed grains without cracks and pores are created in high-strength aluminum alloys of the 6000 and 7000 series. nanopowder particles form a uniform dispersion in the melt pool during solidification, thereby controlling the microstructure of the final product (for example, after the addition of Zr particles to the molten aluminum alloy bath, an Al ₃ Zr compound appears).

В варианте способа с подачей двух проволок (одна проволока монолитная и одна порошковая), равноосная структура формируется по всему объему изделия, но в зависимости от количества попавших в ванну расплава наночастиц будет изменяться средний размер зерен итогового выращенного сплава. In a variant of the method with the supply of two wires (one monolithic wire and one powder), an equiaxed structure is formed over the entire volume of the product, but depending on the number of nanoparticles trapped in the melt pool, the average grain size of the final alloy grown will change.

Во втором варианте осуществляется формирование градиента по марке сплава (из одного сплава в другой), при этом структура формируется также равноосная, а средний размер зерен находится на одинаковом уровне по всему объему материала за счет подачи порошковой проволоки с постоянной скоростью (используются три проволоки: две монолитных, первая проволока – это один из видов высокопрочного алюминиевого сплава, вторая – другой высокопрочный алюминиевый сплав и порошковая проволока с наночастицами для формирования равноосной структуры).In the second embodiment, a gradient is formed by the grade of the alloy (from one alloy to another), while the structure is also formed equiaxial, and the average grain size is at the same level over the entire volume of the material by feeding the flux-cored wire at a constant speed (three wires are used: two monolithic, the first wire is one of the types of high-strength aluminum alloy, the second is another high-strength aluminum alloy and flux-cored wire with nanoparticles to form an equiaxial structure).

Далее приведено описание настоящего изобретения, включая предпочтительные варианты выполнения, со ссылкой на сопроводительные чертежи, на которых:The following is a description of the present invention, including preferred embodiments, with reference to the accompanying drawings, in which:

Фиг.1а показывает схематично устройство, используемое при осуществлении первого варианта способа.Figa shows schematically the device used in the implementation of the first variant of the method.

Фиг.1б показывает схематично устройство, используемое при осуществлении второго варианта способа.Fig. 1b shows schematically the device used in the implementation of the second variant of the method.

Фиг.2 показывает схематично форму и параметры развертки электронного пучка.Figure 2 shows schematically the shape and scan parameters of the electron beam.

Фиг.3-Фиг.9 иллюстрируют свойства получаемых образцов согласно соответствующих примеров осуществления способа (соответственно пример 1- пример 7), где пунктирными линиями обозначены области послойно построенного образца, в которых происходило изменение соотношения между скоростями подачи сплошной (v₁) и порошковой (v₂) проволок для формирования бездефектной градиентной структуры, изменяющейся от равноосной и относительно крупнозернистой до равноосной мелкозернистой.Figure 3-Figure 9 illustrate the properties of the obtained samples according to the corresponding examples of the method (respectively, example 1 - example 7), where the dashed lines indicate the areas of the layer-by-layer constructed sample in which there was a change in the ratio between the feed rates of solid (v ₁ ) and powder v ₂ ) wires for forming a defect-free gradient structure, varying from equiaxed and relatively coarse-grained to equiaxed fine-grained.

Фиг.10 иллюстрирует свойства получаемых образцов по варианту 2 способа (пример 8), где пунктирными линиями обозначены области послойно построенного образца, в которых происходило изменение соотношения между скоростями подачи первой сплошной (v1) и второй сплошной (v2) проволок и постоянной скорости подачи (v3) третьей порошковой проволоки для формирования функционально-градиентной структуры с изменением значений предела прочности и содержания легирующих элементов при равноосной мелкозернистой структуре во всем объеме изделия.Figure 10 illustrates the properties of the obtained samples according to option 2 of the method (example 8), where the dashed lines indicate the areas of the layer-by-layer constructed sample in which there was a change in the ratio between the feed rates of the first solid (v1) and second solid (v2) wires and a constant feed rate ( v3) a third cored wire for the formation of a functional gradient structure with a change in the tensile strength and content of alloying elements with equiaxed fine-grained structure in the entire volume of the product.

ПРИМЕРЫ КОНКРЕТНОГО ОСУЩЕСТВЛЕНИЯ СПОСОБАEXAMPLES OF SPECIFIC IMPLEMENTATION OF THE METHOD

Пример 1Example 1

В качестве исходного материала использованы монолитный проволочный материал из алюминиевого сплава 7075 диаметром 1,6 мм и порошковый проволочный материал диаметром 1,8 мм с оболочкой из алюминиевого сплава 7075 и частицами порошка карбида вольфрама WC со средним размером частиц 80±20 нм.The starting material used was a monolithic wire material from aluminum alloy 7075 with a diameter of 1.6 mm and a powder wire material with a diameter of 1.8 mm with a shell of aluminum alloy 7075 and particles of WC tungsten carbide powder with an average particle size of 80 ± 20 nm.

Формирование изделия проводилось на подложке из технического алюминия АД1.The formation of the product was carried out on a substrate of technical aluminum AD1.

Угол наклона подачи к подложке для обоих направляющих устройств - 30º.The angle of inclination of the feed to the substrate for both guiding devices is 30º.

При формировании изделия использовались следующие параметры процесса: мощность пучка – 300 Вт (ускоряющее напряжение пучка – 30 кВ, ток пучка – 10 мА), линейная скорость формирования изделия в направлении осей X и Y – 200 мм/мин.When forming the product, the following process parameters were used: beam power - 300 W (accelerating beam voltage - 30 kV, beam current - 10 mA), linear product formation speed in the direction of the X and Y axes - 200 mm / min.

В процессе выращивания ванна расплава формировалась разверткой электронного пучка в форме кольца диаметром 3,2 мм. Частота развертки составляла 300 Гц.During the growing process, the melt pool was formed by scanning an electron beam in the form of a ring with a diameter of 3.2 mm. The sweep frequency was 300 Hz.

Скорости подачи монолитного и порошкового проволочных материалов варьировались в диапазоне от 700 мм/мин до 1200 мм/мин и от 20 мм/мин до 120 мм/мин, соответственно.The feed rates of monolithic and powder wire materials ranged from 700 mm / min to 1200 mm / min and from 20 mm / min to 120 mm / min, respectively.

На Фиг.3 а, б показана зависимость среднего размера зерна сплава 7075, объемного количества наночастиц карбида вольфрама и значения предела прочности на растяжение от расстояния до подложки в образце, полученном посредством комбинированной подачи сплошного проволочного материала из сплава алюминиевого сплава 7075 и порошкового проволочного материала нано-WC/сплав 7005. Пунктирными линиями обозначены области послойно построенного образца, в которых происходило изменение соотношения между скоростями подачи сплошной (v₁) и порошковой (v₂) проволок. Виден градиент значений предела прочности, содержания наночастиц WC и уменьшения размера зерен выращенного алюминиевого сплава. Морфология зерен по всему объему изделия была равноосная.Figure 3 a, b shows the dependence of the average grain size of the 7075 alloy, the volumetric amount of tungsten carbide nanoparticles and the tensile strength value from the distance to the substrate in the sample obtained by the combined supply of a solid wire material from an alloy of aluminum alloy 7075 and a powder wire material nano -WC / alloy 7005. Dotted lines indicate areas of a layer-by-layer constructed sample in which there was a change in the ratio between the feed rates of solid (v ₁ ) and cored (v ₂ ) wires. A gradient of the values of tensile strength, the content of WC nanoparticles and a decrease in the grain size of the grown aluminum alloy is visible. The morphology of grains over the entire volume of the product was equiaxed.

Пример 2Example 2

В качестве исходного материала использованы монолитный проволочный материал из алюминиевого сплава 7075 диаметром 1.6 мм и порошковый проволочный материал диаметром 1.8мм с оболочкой из алюминиевого сплава 7075 и частицами порошка карбида кремния SiC со средним размером частиц 80±20 нм.The starting material used was a monolithic wire material from aluminum alloy 7075 with a diameter of 1.6 mm and a powder wire material with a diameter of 1.8 mm with a shell from aluminum alloy 7075 and particles of silicon carbide SiC powder with an average particle size of 80 ± 20 nm.

При формировании изделия использовались следующие параметры процесса: мощность пучка – 300 Вт (ускоряющее напряжение пучка – 30 кВ, ток пучка – 10 мА), линейная скорость формирования изделия в направлении осей X и Y – 200 мм/мин. When forming the product, the following process parameters were used: beam power - 300 W (accelerating beam voltage - 30 kV, beam current - 10 mA), linear product formation speed in the direction of the X and Y axes - 200 mm / min.

На Фиг.4 а, б показана зависимость среднего размера зерна сплава 7075, объемного количества наночастиц карбида кремния и значения предела прочности на растяжение от расстояния до подложки в образце, полученном посредством комбинированной подачи сплошного проволочного материала из сплава алюминиевого сплава 7075 и порошкового проволочного материала нано-SiC/сплав 7075. Пунктирными линиями обозначены области послойно построенного образца, в которых происходило изменение соотношения между скоростями подачи сплошной (v₁) и порошковой (v₂) проволок. Виден градиент значений предела прочности, содержания наночастиц SiC и уменьшения размера зерен выращенного алюминиевого сплава. Морфология зерен по всему объему изделия была равноосная.Figure 4 a, b shows the dependence of the average grain size of the 7075 alloy, the volume amount of silicon carbide nanoparticles and the tensile strength values from the distance to the substrate in the sample obtained by the combined supply of a continuous wire material from an alloy of aluminum alloy 7075 and a powder wire material nano -SiC / alloy 7075. Dotted lines indicate the regions of a layer-by-layer constructed sample in which there was a change in the ratio between the feed rates of solid (v ₁ ) and cored (v ₂ ) wires. A gradient of the tensile strength, SiC nanoparticle content, and grain size reduction of the grown aluminum alloy is visible. The morphology of grains over the entire volume of the product was equiaxed.

Пример 3Example 3

В качестве исходного материала использованы монолитный проволочный материал из алюминиевого сплава 7075 диаметром 1.6 мм и порошковый проволочный материал диаметром 1.8 мм с оболочкой из алюминиевого сплава 7075 и частицами порошка циркония Zr со средним размером частиц 80±20 нм.A monolithic wire material from aluminum alloy 7075 with a diameter of 1.6 mm and a powder wire material with a diameter of 1.8 mm with a shell from aluminum alloy 7075 and particles of zirconium powder Zr with an average particle size of 80 ± 20 nm were used as the starting material.

При формировании изделия использовались следующие параметры процесса: мощность пучка - 300 Вт (ускоряющее напряжение пучка - 30 кВ, ток пучка – 10 мА), линейная скорость формирования изделия в направлении осей X и Y – 200 мм/мин.When forming the product, the following process parameters were used: beam power - 300 W (accelerating beam voltage - 30 kV, beam current - 10 mA), linear product formation speed in the direction of the X and Y axes - 200 mm / min.

На Фиг.5 а, б показана зависимость среднего размера зерна сплава 7005, объемного количества наночастиц Al₃Zr и значения предела прочности на растяжение от расстояния до подложки в образце, полученном посредством комбинированной подачи сплошного проволочного материала из сплава алюминиевого сплава 7005 и порошкового проволочного материала нано-Zr/ сплав 7005. Пунктирными линиями обозначены области послойно построенного образца, в которых происходило изменение соотношения между скоростями подачи сплошной (v₁) и порошковой (v₂) проволок. Виден градиент значений предела прочности, содержания наночастиц Al₃Zr и уменьшения размера зерен выращенного алюминиевого сплава. Морфология зерен по всему объему изделия была равноосная.5 a, b show the dependence of the average grain size of the alloy 7005, the volumetric amount of Al ₃ Zr nanoparticles and the tensile strength from the distance to the substrate in the sample obtained by combined feeding of continuous wire material from an alloy of aluminum alloy 7005 and flux-cored wire material nano-Zr / alloy 7005. The dashed lines indicate the regions of the layer-by-layer constructed sample in which there was a change in the ratio between the feed rates of solid (v ₁ ) and flux-cored (v ₂ ) wires. A gradient of the tensile strength, the content of Al ₃ Zr nanoparticles and the decrease in grain size of the grown aluminum alloy is visible. The morphology of grains over the entire volume of the product was equiaxed.

Пример 4Example 4

В качестве исходного материала использованы монолитный проволочный материал из алюминиевого сплава 6061 диаметром 1.6 мм и порошковый проволочный материал диаметром 1.8мм с оболочкой из алюминиевого сплава 6061 и частицами порошка карбида вольфрама WC со средним размером частиц 80±20 нм.The starting material used was a monolithic wire material from aluminum alloy 6061 with a diameter of 1.6 mm and a powder wire material with a diameter of 1.8 mm with a shell from aluminum alloy 6061 and WC tungsten carbide powder particles with an average particle size of 80 ± 20 nm.

Формирование изделия проводилось на подложке из технического алюминия АД1The product was formed on a substrate of technical aluminum AD1

На Фиг.6 а, б показана зависимость среднего размера зерна сплава 6061, объемного количества наночастиц карбида вольфрама и значения предела прочности на растяжение от расстояния до подложки в образце, полученном посредством комбинированной подачи сплошного проволочного материала из сплава алюминиевого сплава 6061 и порошкового проволочного материала нано-WC/сплав 6061. Пунктирными линиями обозначены области послойно построенного образца, в которых происходило изменение соотношения между скоростями подачи сплошной (v₁) и порошковой (v₂) проволок. Виден градиент значений предела прочности, содержания наночастиц WC и уменьшения размера зерен выращенного алюминиевого сплава. Морфология зерен по всему объему изделия была равноосная.6 a, b show the dependence of the average grain size of the 6061 alloy, the volumetric amount of tungsten carbide nanoparticles and the tensile strength values from the distance to the substrate in the sample obtained by the combined supply of continuous wire material from an alloy of aluminum alloy 6061 and nano flux-cored wire material -WC / alloy 6061. Dotted lines indicate areas of a layer-by-layer constructed sample in which there was a change in the ratio between the feed rates of solid (v ₁ ) and cored (v ₂ ) wires. A gradient of the values of tensile strength, the content of WC nanoparticles and a decrease in the grain size of the grown aluminum alloy is visible. The morphology of grains over the entire volume of the product was equiaxed.

Пример 5Example 5

В качестве исходного материала использованы монолитный проволочный материал из алюминиевого сплава 6061 диаметром 1.6 мм и порошковый проволочный материал диаметром 1.8мм с оболочкой из алюминиевого сплава 6061 и частицами порошка карбида вольфрама WC со средним размером частиц 200±100 нм нм.A monolithic wire material of 6061 aluminum alloy with a diameter of 1.6 mm and a powder wire material of 1.8 mm diameter with a shell of aluminum alloy 6061 and WC tungsten carbide powder particles with an average particle size of 200 ± 100 nm were used as the starting material.

При формировании изделия использовались следующие параметры процесса: мощность пучка - 300 Вт (ускоряющее напряжение пучка - 30 кВ, ток пучка – 10 мА), линейная скорость формирования изделия в направлении осей X и Y – 200 мм/мин. When forming the product, the following process parameters were used: beam power - 300 W (accelerating beam voltage - 30 kV, beam current - 10 mA), linear product formation speed in the direction of the X and Y axes - 200 mm / min.

На Фиг.7 а, б показана зависимость среднего размера зерна сплава 6061, объемного количества наночастиц карбида вольфрама и значения предела прочности на растяжение от расстояния до подложки в образце, полученном посредством комбинированной подачи сплошного проволочного материала из сплава алюминиевого сплава 6061 и порошкового проволочного материала нано-WC/сплав 6061. Пунктирными линиями обозначены области послойно построенного образца, в которых происходило изменение соотношения между скоростями подачи сплошной (v₁) и порошковой (v₂) проволок. Виден градиент значений предела прочности, содержания наночастиц WC и уменьшения размера зерен выращенного алюминиевого сплава. Морфология зерен по всему объему изделия была равноосная.Figure 7 a, b shows the dependence of the average grain size of the 6061 alloy, the volumetric amount of tungsten carbide nanoparticles and the tensile strength values from the distance to the substrate in the sample obtained by the combined supply of continuous wire material from an alloy of aluminum alloy 6061 and nano flux-cored wire material -WC / alloy 6061. Dotted lines indicate areas of a layer-by-layer constructed sample in which there was a change in the ratio between the feed rates of solid (v ₁ ) and cored (v ₂ ) wires. A gradient of the values of tensile strength, the content of WC nanoparticles and a decrease in the grain size of the grown aluminum alloy is visible. The morphology of grains over the entire volume of the product was equiaxed.

Пример 6Example 6

В качестве исходного материала использованы монолитный проволочный материал из алюминиевого сплава 7075 диаметром 1.6 мм и порошковый проволочный материал диаметром 1.8мм с оболочкой из алюминиевого сплава 7075 и частицами порошка карбида вольфрама WC со средним размером частиц 80±20 нм.A monolithic wire material from aluminum alloy 7075 with a diameter of 1.6 mm and a powder wire material with a diameter of 1.8 mm with a shell from aluminum alloy 7075 and particles of WC tungsten carbide powder with an average particle size of 80 ± 20 nm were used as the starting material.

При формировании изделия использовались следующие параметры процесса: мощность пучка - 300 Вт (ускоряющее напряжение пучка - 30 кВ, ток пучка – 10 мА), линейная скорость формирования изделия в направлении осей X и Y – 200 мм/мин. When forming the product, the following process parameters were used: beam power - 300 W (accelerating beam voltage - 30 kV, beam current - 10 mA), linear speed of product formation in the direction of the X and Y axes - 200 mm / min.

В процессе выращивания ванна расплава формировалась разверткой электронного пучка в форме кольца диаметром 3,2 мм. Частота развертки составляла 20 Гц.During the growing process, the melt pool was formed by scanning an electron beam in the form of a ring with a diameter of 3.2 mm. The sweep frequency was 20 Hz.

На Фиг.8 а, б показана зависимость среднего размера зерна сплава 7075, объемного количества наночастиц карбида вольфрама и значения предела прочности на растяжение от расстояния до подложки в образце, полученном посредством комбинированной подачи сплошного проволочного материала из сплава алюминиевого сплава 7075 и порошкового проволочного материала нано-WC/сплав 7075. Пунктирными линиями обозначены области послойно построенного образца, в которых происходило изменение соотношения между скоростями подачи сплошной (v₁) и порошковой (v₂) проволок. Виден градиент значений предела прочности, содержания наночастиц WC и уменьшения размера зерен выращенного алюминиевого сплава. Морфология зерен по всему объему изделия была дендритная. Образцы имели дефекты в виде несплошностей размером от 10 до 50 мкмFig. 8 a, b shows the dependence of the average grain size of the 7075 alloy, the volumetric amount of tungsten carbide nanoparticles and the tensile strength values from the distance to the substrate in the sample obtained by the combined supply of a solid wire material from an alloy of aluminum alloy 7075 and a powder wire material nano -WC / alloy 7075. The dashed lines indicate the regions of the layer-by-layer constructed sample in which there was a change in the ratio between the feed rates of solid (v ₁ ) and cored (v ₂ ) wires. A gradient of the values of tensile strength, the content of WC nanoparticles and a decrease in the grain size of the grown aluminum alloy is visible. The morphology of grains over the entire volume of the product was dendritic. Samples had defects in the form of discontinuities ranging in size from 10 to 50 μm

Пример 7Example 7

В качестве исходного материала использованы монолитный проволочный материал из алюминиевого сплава 7075 диаметром 1.6 мм и порошковый проволочный материал диаметром 1.8мм с оболочкой из алюминиевого сплава 7075 и частицами порошка карбида вольфрама WC со средним размером частиц от 50 до 100 нм.A monolithic wire material of aluminum alloy 7075 with a diameter of 1.6 mm and a powder wire material with a diameter of 1.8 mm with a shell of aluminum alloy 7075 and particles of WC tungsten carbide powder with an average particle size of 50 to 100 nm were used as the starting material.

В процессе выращивания ванна расплава формировалась разверткой электронного пучка в форме кольца диаметром 3,2 мм. Частота развертки составляла 800 Гц.During the growing process, the melt pool was formed by scanning an electron beam in the form of a ring with a diameter of 3.2 mm. The sweep frequency was 800 Hz.

На Фиг.9 а, б показана зависимость среднего размера зерна сплава 7075, объемного количества наночастиц карбида вольфрама и значения предела прочности на растяжение от расстояния до подложки в образце, полученном посредством комбинированной подачи сплошного проволочного материала из сплава алюминиевого сплава 7075 и порошкового проволочного материала нано-WC/ сплав 7075. Пунктирными линиями обозначены области послойно построенного образца, в которых происходило изменение соотношения между скоростями подачи сплошной (v₁) и порошковой (v₂) проволок. Виден градиент значений предела прочности, содержания наночастиц WC и уменьшения размера зерен выращенного алюминиевого сплава. Морфология зерен по всему объему изделия была дендритная. Образцы имели дефекты в виде несплошностей размером от 5 до 20 мкм.Figure 9 a, b shows the dependence of the average grain size of the 7075 alloy, the volumetric amount of tungsten carbide nanoparticles and the tensile strength values from the distance to the substrate in the sample obtained by the combined supply of a continuous wire material from an alloy of aluminum alloy 7075 and a powder wire material nano -WC / alloy 7075. The dashed lines indicate the regions of the layer-by-layer constructed sample in which there was a change in the ratio between the feed rates of solid (v ₁ ) and cored (v ₂ ) wires. A gradient of the values of tensile strength, the content of WC nanoparticles and a decrease in the grain size of the grown aluminum alloy is visible. The morphology of grains over the entire volume of the product was dendritic. The samples had defects in the form of discontinuities ranging in size from 5 to 20 μm.

Пример 8Example 8

В качестве исходного материала использованы монолитный проволочный материал из алюминиевого сплава 6061 диаметром 1.6 мм, монолитный проволочный материал из алюминиевого сплава 7075 диаметром 1.6 мм и порошковый проволочный материал диаметром 1.8мм с оболочкой из алюминиевого сплава АД1 и частицами порошка карбида вольфрама WC со средним размером частиц 80±20 нм.The starting material used was monolithic wire material from aluminum alloy 6061 with a diameter of 1.6 mm, monolithic wire material from aluminum alloy 7075 with a diameter of 1.6 mm and flux-cored wire material with a diameter of 1.8 mm with a shell of aluminum alloy AD1 and particles of WC tungsten carbide powder with an average particle size of 80 ± 20 nm.

Угол наклона подачи к подложке для всех трёх направляющих устройств - 30º.The feed angle to the substrate for all three guiding devices is 30º.

Скорости подачи монолитных проволочных материалов варьировались в диапазоне от 0 мм/мин до 1200 мм/мин. Скорость подачи порошковой проволоки была постоянной и составляла 20 мм/мин.The feed rates of monolithic wire materials ranged from 0 mm / min to 1200 mm / min. The cored wire feed rate was constant at 20 mm / min.

На Фиг.10 а, б, c показана зависимость среднего размера зерна сплава 6061 и 7075, значения предела прочности на растяжение и содержания меди, магния и цинка от расстояния до подложки в образце, полученном посредством комбинированной подачи сплошного проволочного материала из сплава алюминиевого сплава 6061 и 7075 и порошкового проволочного материала нано-WC/сплав АД1. Пунктирными линиями обозначены области послойно построенного образца, в которых происходило изменение соотношения между скоростями подачи сплошной проволоки из сплава 6061 (v₁) и сплошной проволоки из сплава 7075 (v₂). Скорость порошковой проволоки (v₃) при выращивании всего изделия была постоянной. Виден градиент значений предела прочности, и уменьшения размера зерен выращенного алюминиевого сплава. Содержание меди, магния и цинка непрерывно увеличивалось с увеличением расстояния до подложки. Морфология зерен по всему объему изделия была равноосная.Figure 10 a, b, c shows the dependence of the average grain size of the alloy 6061 and 7075, the tensile strength and the content of copper, magnesium and zinc on the distance to the substrate in the sample obtained by the combined supply of a continuous wire material from an alloy of aluminum alloy 6061 and 7075 and nano-WC flux cored wire material / AD1 alloy. The dashed lines indicate the regions of the layer-by-layer constructed sample in which there was a change in the ratio between the feed rates of a continuous wire from alloy 6061 (v ₁ ) and a continuous wire from alloy 7075 (v ₂ ). The speed of the cored wire (v ₃ ) during the cultivation of the entire product was constant. A gradient of the tensile strength and a decrease in the grain size of the grown aluminum alloy is visible. The contents of copper, magnesium, and zinc continuously increased with increasing distance to the substrate. The morphology of grains over the entire volume of the product was equiaxed.

Claims

1. The method of additive manufacturing of a product with a functionally gradient structure of high-strength aluminum alloys, comprising manufacturing at least a part of the product by feeding at least two wires to the molten bath to ensure their melting by high-energy electron beam and changing the feed rate of at least one of wires, characterized in that the wire feed is carried out at an angle to the substrate, using at least one continuous wire made of high strength aluminum alloy and a flux-cored wire consisting of a sheath made of at least one continuous wire material and a filler in in the form of nanosized particles, and the wire feed speed is changed from 10 mm / min to 3200 mm / min, while the melt bath is formed by an electron beam with a scan in the form of a ring with the following parameters, including accelerating voltage in the range from 25 kW to 150 kW, beam current in the range of 10 to 150 mA and sweep frequency in the range from 100 to 400 Hz.

2. The method according to p. 1, characterized in that one solid wire made of high-strength aluminum alloy and one flux-cored wire consisting of a sheath made of solid wire material and a filler in the form of nanosized particles are fed into the melt bath.

3. The method according to p. 1, characterized in that two solid wires made of various high-strength aluminum alloys and one flux-cored wire consisting of a sheath made of technically pure aluminum and a filler in the form of nanosized particles are fed into the melt bath the supply of solid wires is carried out with a change in the feed rate of at least one of them and a constant feed rate of the cored wire.

4. The method according to any one of paragraphs. 1 to 3, characterized in that use nano-sized particles selected from the group consisting of metal particles, such as Zr, or non-metallic particles, such as tungsten carbide, silicon carbide.

5. The method according to p. 5, characterized in that the average size of said particles lies in the range from 50 nm to 300 nm.

6. The method according to any one of paragraphs. 1-3, characterized in that aluminum alloys of the 6000 and 7000 series are used as high-strength aluminum alloy.

7. The method according to any one of paragraphs. 1 to 3, characterized in that the thickness of the solid wires is chosen the same from the range from 0.8 mm to 1.5 mm.

8. The method according to any one of paragraphs. 1 to 3, characterized in that the thickness of the cored wire is selected from a range from 1.2 mm to 1.8 mm.

9. The method according to p. 2, characterized in that the inclination angle of the continuous wire feed to the substrate is selected from a range from 30 ° to 45 °, and the inclination angle of the flux-cored wire to the substrate is selected from a range from 25 ° to 70 °.

10. The method according to p. 3, characterized in that the angle of inclination of the continuous wire feed to the substrate is selected from a range of 30 ° to 45 °, the second monolithic wire to the substrate is selected from a range of 30 ° to 45 °, and the angle of inclination of the cored wire to the substrate is selected from a range of 25 ° to 70 °.

11. The method according to p. 1, characterized in that at least a part of the product is obtained having a nanocomposite structure with a matrix of high-strength aluminum alloy with a nanoparticle content in the range from 0.1 to 20 vol. %