Аннотация результатов, полученных в 2015 году
1. На основе роботизированного лазерного технологического комплекса (РЛТК) развита аддитивная технология наплавки металлического микропорошка с помощью мощного импульсного лазерного излучения на основе волоконного лазера для формирования объемных покрытий и тонких слоев со слабыми магнитными свойствами на немагнитных подложках. 2. Два типа микропорошков бронзы марки Br_AlFeNiMn(8,5-4-5-1,5) и сплава на основе железа "Inconel" IN625 HOGANAS использовались для создания наплавленных слоев на подложках из бронзы марки Br_AlMn(9-2) и нержавеющей стали марки 12Cr18Ni10Ti, соответственно. Наплавленные слои с толщинами от 1 до 3 мм были получены при оптимизированных параметрах РЛТК. Получена хорошая адгезия наплавленных слоев к подложкам различных типов. 3. Показано, что наплавленный бронзовый слой имел слой толщиной около 0.8 мкм с повышенной в два раза (320-300 Мпа) микротвердостью по сравнению с микротвердостью подложки (140-150 Мпа), что определяется расширенной сетью микрокристаллов и малой концентрацией пор, сформировавшихся в наплавленном слое. 4. Исследования на шлифах наплавленного слоя сплава “Inconel” на показал меньшую микротвердость (164-166 Мпа) по сравнению с материалом подложки (180 Мпа) по всей толщине наплавленного слоя, что связано с высокой пористостью и выделением большой плотности микрокристаллов различной формы и с сильно изменяющимся по поверхности составом. 5. Магнитные свойства исходно немагнитных порошков проявились немедленно после лазерной наплавки, которые ассоциируются с формированием локальных частиц железа и/или никеля в наплавленных слоях. Минимальную намагниченность показал слой наплавленной бронзы, а более значительная намагниченность отмечена для наплавленного слоя сплава "Inconel". 6. В слоях, полученных методом лазерной порошковой наплавки из микропорошков немагнитных сплавов, показано, что даже без встроенного внешнего магнитного поля быстрое затвердевание многокомпонентных расплавов (бронзы, инконели IN625 и сплава ПГСР-4) на немагнитных подложках приводит к формированию кристаллических фаз, обогащенными атомами Ni, Fe, Co и Mn, и обладающих выраженными ферромагнитными свойствами. 7. Установлено, что в исследованных слоях бронзы, инконели IN625 и сплава ПГСР-4 после их лазерного порошкового наплавления мягкие ферромагнитные свойства определяются вкладами одного или двух типов ферромагнитных доменов с малой коэрцитивной силой, умеренной намагниченностью насыщения, малой остаточной намагниченностью, различной температурой Кюри и существованием вклада от парамагнитных областей. 8. Полученные данные позволяют говорить о принципиальной возможности создания на немагнитных подложках локальных ферромагнитных зон из микропорошков сильных магнетиков на основе сплавов сильных ферромагнетиков (например, сплава Sm-Co) методом лазерной порошковой наплавки с использованием внешних магнитных полей в области зоны сканирования лазерного пучка. 9. В качестве объектов для предварительного исследования системы Sm-Co были использованы спрессованные магниты с составом SmCo8.5 в виде плоских таблеток диаметром 1 см и толщиной 1.5 мм, которые наплавлялись на подложки из нержавеющей стали в режиме одной и двух наплавок с изменяемой мощностью лазерного излучения. 10. В исследованных образцах не удалось избежать сильного окисления компонентов сплава и разделения их на различные кристаллические фазы окислов. Основная причина на наш взгляд – это неэффективное охлаждение слоев на слабо теплопроводящей подложке, когда после завершения воздействия лазерного излучения на локальную область исходного сплава происходило медленное снижение общей температуры подложки и слоя, что привело к сильному окислению компонентов сплава. 11. При исследовании в дальнейшем лазерного наплавления порошков Sm-Co и Sm-Fe с учетом сильного окисления Sm необходимо обеспечивать более интенсивный обдув области расплава инертным газом, снижать скорость подачи порошков на подложку, выбирать для наплавления подложки с большей теплопроводностью. 12. При исследовании намагниченности наплавленных слоев сплава SmCo8.5 в магнитных солях с напряженностью от -20000 Э до +20000 Э обнаружена средняя по величине намагниченность насыщения (34-36 emu/g) для всех типов сформированных образцов с малой коэрцитивной силой ±(25-35) Э и малой остаточной намагниченностью (0.1 – 0.7 emu/g). Это связано с формированием ферромагнитных окислов железа и самария в структуре наплавленного слоя с различной направленностью вектора намагниченности у сформированных микрокристаллов. 13. В сформированных образцах обнаружена слабая температурная зависимость намагниченности насыщения, что свидетельствует о конкуренции вкладов ферромагнитных кристаллов окислов самария и железа в намагниченность и доказывает, что в образцах при формировании окислов металлов сложно получить воспроизводимый характер намагничивания и определить температуру Кюри. 14. Сформированные покрытия на основе окислов самария, железа и сплава самария с железом относятся к мягким ферромагнетикам с большой намагниченностью насыщения и слабой температурной зависимостью намагниченности в широком диапазоне температур (4 – 300 К).

Аннотация результатов, полученных в 2016 году
1. Современный роботизированный лазерный технологический комплекс (РЛТК) с системой прокачки инертного газа аргона для защиты порошков от окисления использован для лазерной наплавки порошков Sm и Co на подложки из нержавеющей стали и из дюралюминия. 1.1. Исследования кристаллической структуры методом рентгеновской дифракции и рентгеновской спектроскопии с энергетической дисперсией (РСЭД) показали, что окисление в основном самария происходит в приповерхностной области образца в процессе лазерной наплавки и последующего охлаждения до комнатной температуры при стандартном потоке аргона. 1.2. Проведено сравнительное исследование четырех методов лазерной наплавки в системе Sm-Co на двух типах подложек: нержавеющей стали и дюралюминии и двух способах продувки аргона в области расплава. Установлено, что соединение SmCo8.5. сохраняется только после лазерной наплавки таблеток SmCo8.5 с дополнительным вкладом оксидов на поверхности, что приводит к сильному уменьшению намагниченности насыщения и коэрцитивной силы, если сравнивать с пленками SmCo8.5. 1.3. В случае стандартной продувки газа аргона и использования порошков Sm и Co происходит быстрый расплав поверхности подложки из нержавеющей стали, что приводит к сильной диффузии переходных металлов в наплавленный слой и формирование сплавов, основанных на самарии, кобальте, никеле и хроме с тремя составами Co0.72Fe0.28 (в приповерхностной области наплавленного слоя), Fe0.64Cr0.17Sm0.08 и Fe0.19Ni0.28Sm0.47, демонстрирующих мягкие ферромагнитные свойства. 1.4. Формирование сплава Sm-Co блокируется, когда слой Co наплавляется после наплавки слоя Sm благодаря формированию оксида самария на поверхности первого наплавленного слоя на дюралевой подложке. В условиях стабильной атмосферы аргона вокруг образцов и расплавленного слоя cформировались кристаллы чистых Sm и Co со слабыми ферромагнитным свойствами. 1.5. По данным магнитных измерений, включающих температурные измерения намагниченности и магнито-оптическую (отражательную) Керр-микроскопию (МО КМ), определены основные ферромагнитные фазы: Co и сплавы Co0.72Fe0.28 и Fe0.64Cr0.17Sm0.08 на подложке из нержавеющей стали (образец №3) и сплав SmCo5 на подложке из дюралюминия (образец №9). 1.6. Обнаружено, что образец №3 при Т=300 К демонстрирует ферромагнитные свойства с намагниченностью насыщения 44 эме/г и средней коэрцитивной силой (порядка 300 Э). При уменьшении температуры его намагниченность монотонно увеличивается до 50 эме/г, а коэрцитивная сила возрастает в пять раз, что связано с ферромагнитным упорядочением зерен Co и сплавов Co0.72Fe0.28 и Fe0.64Cr0.17Sm0.08 с различной температурой Кюри. 1.7. Образец №5 показал слабые ферромагнитные свойства (намагниченность насыщения ±27,8 эме/г и коэрцитивная сила 130-140 Э), что определяется только вкладом зерен SmCo5 внутри лазерно-наплавленного слоя. Средняя величина коэрцитивной силы коррелирует с большими размерами магнитных доменов, определенных из данных МО КМ. 1.8. Образец №9 показал очень слабые ферромагнитные свойства, что может быть объяснено сильной разориентацией (90 – 120o) магнитных доменов в кристаллах Co из данных магнито-оптической Керр-микроскопии. Малые коэрцитивные силы в наплавленных образцах требуют более тщательного исследования размера магнитных доменов магнитными методами в латеральных и поперечных сечениях. 2. Тестирование наплавки порошков Sm и затем Fe на подложке из нержавеющей стали проведено на РЛТК для создания ферромагнитных покрытий толщиной 1-2 мм в условиях стандартного потока аргона. 2.1. Рентгеновский дифракционный анализ показал, что происходит окисление Sm и Fe в приповерхностной области лазерно-наплавленного слоя, но в глубине по данным рентгеновской спектроскопии с энергетической дисперсией (РСЭД) подтверждено формирование двух типов сплавов на основе Fe-Cr и Sm-Fe, отличающихся работой выхода и составом, которые формируют не перемешивающиеся области при кристаллизации и могут быть обогащены растворенным кислородом с концентрацией не более 1,5%. 2.2. Установлено, что в условиях дополнительного магнитного поля (0.2 Тл) происходит кристаллизация отдельных зерен (5-20 мкм) сплава Fe-Cr с некоторым вкладом атомов Ni, Cr, Si, C и Cu, наблюдается их взаимно перпендикулярная ориентация с формированием в матрице сплава Sm-Fe сеточной структуры по всей толщине наплавленного слоя (1.0-1.3 мм). 2.3. Когда в процессе лазерной наплавки дополнительное магнитное поле не прикладывалось, то наблюдалось растворение атомов Sm на глубину 0.5-0.6 мм внутри наплавленного слоя с формированием высокой плотности удлиненных (до глубины в 60-100 мкм) и овальной формы (2-10 мкм) зерен сплава Sm-Fe. 2.4. Последовательная лазерная наплавка порошков Sm и Fe приводит к формированию в наплавленных слоях мягких ферромагнитных свойств уже при 300 К, с низкой коэрцитивной силой (менее 100 Э), нулевой остаточной намагниченностью и высокой намагниченностью насыщения около 110 эме/г, что составляет 55% от величины для исходного порошка Fe. В обоих типах покрытий обнаружено магнитное упорядочение с температурой Кюри 50 К. 3. Протестирована двухшаговая лазерная наплавка порошков Sm и Fe на дюралевую подложку АМг-3 в стандартном потоке аргона. 3.1. Установлено, что окисление атомов Sm с образованием Sm2O3 и SmO во время лазерной наплавки на дюралевые подложки является основной причиной отсутствия формирования соединения SmFex, которое могло бы появиться на втором шаге лазерной наплавки Fe. 3.2. Второй причиной является сильное взаимодействие между атомами Al и Sm на границе раздела с подложкой с образованием соединения Al2Sm, состоящего из парамагнитных атомов. Таким образом, необходима дополнительная защита от окисления в процессе остывания и кристаллизации после лазерного плавления. 3.3. Магнитные свойства покрытий, образованных послойной лазерной наплавкой порошков Sm и Fe на дюралевую АМг-3 подложку с и без внешнего магнитного поля были изучены методами измерения полевых и температурных зависимостей намагниченности и методом вибро-магнетометра при комнатной температуре (300 K). Доказан сильный парамагнитный вклад подложки АМг-3. 3.4. Зерна Al2Sm без подложки показали мягкие ферромагнитные свойства при 300 K независимо от использования внешнего магнитного поля. 3.5. При охлаждении сформированных покрытий до 4 K обнаружено интересное явление: магнитное упорядочение доменов Al2Sm с температурой Кюри около 70 К. 4. Исследование микротвердости и модуля Юнга лазерно-наплавленных покрытий Sm-Fe и Sm-Co на двух типах подложек. 4.1. Проведенные исследования микротвердости и модуля Юнга на лазерно-наплавленных покрытиях: Sm-Co на нержавеющей стали и Sm-Fe на дюралевой подложке показали неоднородность свойств по глубине с локальным максимумом в областях, не содержащих микротрещин. 4.2. Максимальное упрочнение получено для системы Sm-Fe. Установлено, что упрочнение лазерно-наплавленных слоев и увеличение их сопротивления к сжатию и растяжению на подложке из нержавеющей стали связано с формированием двух и трехкомпонентных сплавов (Fe0.64Cr0.17Sm0.08 и Fe0.19Ni0.28Sm0.47 за счет диффузии атомов из подложки и зависит от наличия сетки микротрещин и микроструктуры сплава. 4.3. Высокая скорость диффузии алюминия из дюралевой подложки в наплавляемый слой, формирующийся из порошков Sm, а затем Fe, привела к выходу алюминия на поверхность, его окислению и формированию корунда с максимальной микротвердостью и модулем Юнга. 4.4. Дальнейший спад обоих параметров связан с формированием микротрещин, а локальный максимум – с уменьшением плотности микротрещин ближе к границе раздела с подложкой.

Аннотация результатов, полученных в 2017 году
В проекте по исследованию фундаментальной проблемы формирования магнитных сплавов с наперед заданными свойствами под воздействием лазерного излучения высокой мощности в присутствии магнитного поля разработаны основы технологии лазерной наплавки порошковой смеси из переходных и редкоземельных металлов в присутствии постоянного магнитного поля. Для создания области однородного магнитного поля индукцией В=0.5±0,05 Тл разработана оснастка, состоящая из шести неодимовых постоянных магнитов. Конструкция данной оснастки позволяет проводить лазерную наплавку металлических порошков в продольном и поперечном магнитном поле на немагнитных подложках. Процесс послойного многократного наплавления порошковых материалов Sm-Co и Sm-Fe лазерным пучком диаметром 2,0÷2,5 мм для формирования дискретных, полосчатых и сплошных структур различного состава с толщинами от 0,2 до 2,0 мм производился вдоль и поперек силовых линий постоянного магнитного поля. Произведена наплавка нескольких серий однослойных и мультислойных магнитных дискретных и полосчатых сплавов Sm-Co и Sm-Fe с различным составом в продольном и поперечном магнитном поле с различной индукцией на подложках из нержавеющей стали, деталях сложной формы из нержавеющей стали. Методом сканирующей электронной микроскопии и рентгеновской спектроскопии с энергетической дисперсией (СЭМ с ЭДСП) в однослойных дискретных полосках определены средние и локальные концентрации элементов в кристаллических зернах, формирующих на щлифах, локальные магнитные зоны и их распределение по поверхности шлифов в зависимости от исходной концентрации порошков и направления приложенного магнитного поля. В центре наплавленных полосок Sm-Co и Sm-Fe, а также около их поверхности обнаружены по данным ЭДСП заметные весовые и атомные проценты атомов хрома, железа и никеля, что подтверждает их диффузионное движение из подложки на всю толщину наплавляемого слоя. Определены атомные процентные составы в центральных зонах наплавленных слоев Sm-Co в зависимости от направления приложенного магнитного поля и направления среза при изготовлении шлифа. В темных локальных зонах существенно возрастает концентрация атомов железа и уменьшается концентрация атомов кобальта и самария. Для локальных зон в системе Sm-Co на подложке из нержавеющей стали установлено, что при увеличении концентрации самария от 25 вес. % до 37 вес. % в исходной порошковой смеси после лазерной наплавки в стандартных условиях сетчатая структура (чередование темных зерен и светлых границ раздела) наблюдается не по всей толщине наплавленных полосок как при использовании продольного, так и поперечного магнитного поля. Вторым отличительным моментом при увеличении концентрации самария в системе Sm-Co является его преимущественная сегрегация в приповерхностной области и усиленное окисление с формированием оксидов и карбидов самария, что соответствует уменьшению растворимости самария в сплаве кобальта с железом, никелем и хромом и его выталкиванию на поверхность. В образце с исходным составом смеси порошков Sm20Fe80 при использовании продольного и поперечного магнитного поля обнаружено формирование сеточной структуры с интенсивной диффузией атомов из подложки на всю толщину наплавляемого слоя. Внутри сеточной структуры составы зерен и границ раздела были следующими: Fe87Cr2.9Sm4.9, Fe82.1Cr7.55Sm4.0Ni1.7 (в зернах) и Fe61.3Cr5.3Sm19.8, Fe56.1Cr5.5Sm15.7Ni3.8 (на границах раздела). При увеличении концентрации самария (Sm37Fe63) также формируется микроструктура в виде сетки чередующихся темных микрокристаллов с размерами в единицы микрон и границ раздела между ними, которые обогащены самарием. Удалось измерить состав в темных зернах (Fe78.8Cr11.4Sm3.7Ni2.3С3.8) и в светлых зернах (Fe50.2Cr7.3Sm19.7Ni7.6С13.9). Не замечено прямого влияния направления магнитного поля на микроструктуру наплавленных слоев. В серии 8-слойных образцов с проходами вдоль или поперек силовых линий магнитного поля использовали две исходные составы смесей: Sm37Co63 и Sm25Co75. Образцы были изготовлены на подложках с изогнутой формой для моделирования такой наплавки на изделиях сложной формы. В 8-слойных наплавленных покрытиях обнаружено от одной до трех ферромагнитных фаз с составами: Co, Co7Sm2, Co5Sm, Co17Sm2. Минимальное количество ферромагнитных фаз наблюдалось в наплавленных покрытиях, сформированных в продольном магнитном поле. В поперечном магнитном поле количество обнаруженных ферромагнитных фаз увеличивалось до трех. Минимальное количество ферромагнитных фаз (одна или две, (Co7Sm2, Co17Sm2)) наблюдалось для исходного состава смеси Sm37Co63. В исходных смесях с составом Sm25Co75 также наблюдалась кристаллизация кубического Co наряду с фазами, максимально обогащенными кобальтом (Co5Sm и Co17Sm2), что свидетельствует об избытке кобальта в исходной смеси. Третья серия образцов, сформированная при чередовании проходов лазерного луча при наплавке вдоль (10) и поперек (12) нанесенной на подложку из нержавеющей стали смеси Sm25Co75, продемонстрировала наличие только двух ферромагнитных фаз в своем составе: Co и Co7Sm2. Вклад подложки из нержавеющей стали уже не просматривался по сравнению с однослойными образцами первой серии. Покрытия имели хорошую адгезию при нанесении на образцы сложной формы. Для образцов всех составов смесей порошков, наплавленных как в продольном, так и в поперечном магнитном поле, обнаружено появление ферромагнитных петель с различной намагниченностью и малой коэрцитивной силой, что позволяет их отнести к мягким ферромагнетикам. В наплавленных покрытиях системы Sm20Fe80 при использовании перпендикулярного магнитного поля в процессе лазерной наплавки незначительно возрастает коэрцитивная сила по сравнению с применением параллельного магнитного поля, а остаточная намагниченность остается неизменной. Величина остаточной намагниченности в однослойных системах Sm-Fe после лазерной наплавки является малой величиной (менее 5 emu/g) независимо от направления приложенного магнитного поля и соотношения концентраций самария и железа в исходной смеси. Увеличение концентрации самария и уменьшение концентрации железа в однослойной системе Sm37Co63 приводит к уменьшению примерно на 10% намагниченности насыщения (от 120 до 105 emu/g) и увеличению на 20-50% коэрцитивной силы (от 500 Эрст до 750 Эрст) по сравнению с исходным составом Sm20Fe80. Определены величины остаточной намагниченности для наплавленных однослойных покрытий и максимальное изменение этого параметра (11%) при изменении ориентации перемагничивания имеет покрытие с исходным составом смеси порошков Sm37Co63. Это позволяет сказать, что оно обладает среди всех наиболее ярко выраженной осью легкого намагничивания. Рассчитана энергия эффективной магнитной анизотропии, которая оказалось максимальной (1.5105 Дж/м3) для образца Sm37Co63. По данным Керр-эффект микроскопии показано, что в отсутствии внешнего магнитного поля образец Sm-Fe разбивается на большие полосовые домены с размерами до100 мкм в длину и до 4 мкм в ширину. Обнаружено, что ориентация доменов отличается в разных областях образца, что свидетельствует о разной ориентации осей анизотропии в зернах. Микромагнитное моделирование для образца Sm-Fe и Sm-Co проводилось в программном пакете MuMax3. В результате моделирования удалось добиться совпадения количественных параметров: коэрцитивной силы, величины остаточной намагниченности и поля насыщения. Многослойные покрытия (8- и 22-слойные), полученные лазерной наплавкой в магнитных полях различной направленности являются многофазными (от двух до трех ферромагнитных фаз) системами с сильной конкуренцией сформированных доменов независимо от исходной концентрации этих компонентов в виде порошков микронных размеров. Магнитные домены, в зависимости от исходного состава смеси порошков, состоят из зерен этих магнитных фаз, что приводит к сложной картине намагничивания и малому температурному диапазону изменения намагниченности насыщения в диапазоне от 2К до 300К. Процессы намагничивания и перемагничивания в мультислойных наплавленных покрытиях сильно зависят от количества формируемых ферромагнитных фаз при лазерной наплавке. При повышении количества слоев наплавляемой смеси и фиксированной мощности лазерного излучения количество тепла передаваемого в подложку уменьшается и с какого-то из слоев диффузионный вклад подложки останавливается. Это приводит к расплаву только зерен порошков самария и кобальта и к формированию только сплавов фиксированного состава и их кристаллической структуры. Коэрцитивная сила мультислойных покрытий не превышает при комнатной температуре 700 Эрст, поскольку основной вклад в ее увеличение вносят межзеренные границы между разными кристаллическими фазами ферромагнетиков с составами Co5Sm, Co7Sm2, Co17Sm2 и Co. Конкуренция между различными ферромагнитными фазами с различными направлениями магнитных моментов приводит к частичной компенсации намагниченности всего покрытия, а также – к слабой температурной зависимости его намагниченности в диапазоне температур от 2К до 300К. Исследованы спектры отражения от 8-слойных образцов с исходными составами смесей Sm25Co75 и Sm37Co63, а также – от 22-слойных образцов с исходным составом смеси Sm25Co75 в области длин волн от 0.19 мкм до 200 мкм. Обнаружена разница в коэффициентах отражения, которая объяснена различием в фазовом составе наплавленных покрытий. Максимум отражения от видимой до дальней ИК-области имеют образцы, содержащие ферромагнитные кристаллические фазы с максимальным содержанием кобальта (Co и Co7Sm2).