Динамическая прочность титанового сплава ВТ6, полученного методом прямого лазерного выращивания Текст научной статьи по специальности «Технологии материалов»

УДК 539.24, 539.89

Динамическая прочность титанового сплава ВТ6, полученного методом прямого лазерного выращивания

12 12 12 С.В. Разоренов ' , Г.В. Гаркушин ' , А.С. Савиных ' ,

О.Г. Климова-Корсмик3,4, С. А. Шальнова3,4, М.О. Гущина3'4

1 Институт проблем химической физики РАН, Черноголовка, 142432, Россия 2 Национальный исследовательский Томский государственный университет, Томск, 634050, Россия 3 Санкт-Петербургский государственный морской технический университет, Санкт-Петербург, 190121, Россия 4 Санкт-Петербургский политехнический университет Петра Великого, Санкт-Петербург, 195251, Россия

С целью выявления анизотропии прочностных характеристик проведены измерения динамического предела упругости и откольной прочности титанового сплава ВТ6, полученного по аддитивной технологии методом прямого лазерного выращивания, в зависимости от направления наплавки, соотношения первичного и вторичного порошков и предварительной термообработки путем регистрации и последующего анализа полных волновых профилей при ударном сжатии амплитудой 10 ГПа. Аддитивно-полученный титановый сплав демонстрирует изотропию прочностных свойств, а его прочностные характеристики несколько выше прочности промышленных образцов, полученных по традиционной технологии. Концентрация вторичного порошка при его изготовлении также не влияет на прочностные свойства как при статических, так и при динамических нагрузках.

Ключевые слова: метод прямого лазерного выращивания, титановый сплав ВТ6 (Ti-6Al-4V), анизотропия, ударные волны, динамический предел упругости, откольная прочность

DOI 10.24412/1683-805X-2021-3-17-25

Dynamic strength of VT6 titanium alloy produced by laser

direct manufacturing

S.V. Razorenov1,2, G.V. Garkushin1,2, A.S. Savinykh1,2, O.G. Klimova-Korsmik3,4, S.A. Shalnova3,4, and M.O. Gushchina3,4

1 Institute of Problems of Chemical Physics RAS, Chernogolovka, 142432, Russia 2 National Research Tomsk State University, Tomsk, 634050, Russia

3 Saint Petersburg State Marine Technical University, Saint Petersburg, 190121, Russia

4 Peter the Great St. Petersburg Polytechnic University, St. Petersburg, 195251, Russia

This work studies the strength anisotropy of VT6 titanium alloy additively manufactured by laser direct metal deposition. The Hugoniot elastic limit and spall strength of the alloy are measured depending on the direction of deposition, the ratio of primary and secondary powders, and preliminary heat treatment. The measurements are performed by recording and subsequent analysis of complete wave profiles under shock compression with an amplitude of 10 GPa. The additively manufactured titanium alloy demonstrates strength isotropy, and its strength characteristics are slightly higher than those of conventionally manufactured industrial samples. The concentration of the secondary powder during additive manufacturing also does not affect the strength properties of the alloy, both under static and dynamic loads.

Keywords: laser direct manufacturing, VT6 titanium alloy (Ti-6Al-4V), anisotropy, shock waves, dynamic elastic limit, spall strength

1 Введение ной из наиболее динамично развивающихся от-

Изготовление конструкционных материалов по раслей инновационного производства в метал-аддитивным лазерным технологиям является од- лургии, позволяющей получать объемные детали

© Разоренов С.В., Гаркушин Г.В., Савиных А.С., Климова-Корсмик О.Г., Шальнова С .А., Гущина М.О., 2021

сложной формы. За последние несколько лет опубликовано большое количество обзорных статей, демонстрирующие высокие темпы развития этой технологии и обширные результаты исследований в этой области [1-4]. Проведены многочисленные исследования, направленные на изучение макро- и микроструктуры металлов и изделий, полученных аддитивными методами, влияния технологических аспектов и внешних условий эксплуатации на их физико-механические свойства с целью их оптимизации и получения максимальных прочностных характеристик [5-10]. Наиболее распространенные аддитивные технологии изготовления — метод прямого лазерного выращивания (direct laser deposition (DLD)) и селективное лазерное сплавление (selective laser melting (SLM)). Метод прямого лазерного выращивания занимает особое место среди аддитивных технологий. Его особенность заключается в том, что исходный материал в виде порошка и энергия в виде направленного лазерного излучения для его сплавления подводятся одновременно к месту построения изделия.

Практически всегда полученные аддитивными методами металлы и сплавы демонстрируют высокие прочностные свойства, твердость и т.д., сравнимые или даже выше, чем у их аналогов, полученных традиционными технологиями. И, как показали эти работы, во многих случаях материалы, полученные аддитивными технологиями, демонстрируют анизотропию свойств относительно направления наплавки, что связано с особенностями их структуры. Большинство исследований проведено в условиях статических и квазистатических нагрузок, однако применение этих методов для изготовления различных изделий и конструкций, используемых в авиакосмической, транспортной, оборонной промышленности, предполагает возможность их эксплуатации при интенсивных импульсных воздействиях. В связи с этим крайне важны и необходимы данные о дина-

мической прочности и упругопластических свойствах конструкционных материалов, изготовленных по аддитивным технологиям, при импульсных воздействиях. Работ по исследованию прочностных свойств аддитивно-полученных материалов при ударно-волновых нагрузках немного, а неоднозначность результатов изучения прочностных свойств таких материалов при статических и квазистатических нагрузках стимулирует более детальное исследование подобных материалов и в условиях ударного сжатия. Так, исследования сложного алюминиевого сплава AlSi10Mg, изготовленного по технологии SLM, при ударном нагруже-нии [11, 12] показали значительное увеличение его прочности на разрыв при откольном разрушении и динамического предела упругости, по сравнению с литым сплавом этого состава. В работе [13] для нержавеющей стали 304L (аналог 12Х18Н10Т), изготовленной по аддитивной технологии, также зарегистрирован рост ее динамической прочности. Однако для тантала [14] измерены меньшие критические разрушающие напряжения при отколе, но большие значения динамического предела текучести для аддитивно-полученного материала. Сопоставление откольной прочности титанового сплава Ть6А1-4У (аналог ВТ6), изготовленного по технологии селективного лазерного плавления (SLM) и по технологии, описанной в работе [15], показало, что эта величина сильно зависит от направления действия нагрузки относительно ориентации слоев наплавки. При этом его откольная прочность оказалась ниже примерно на 40 % откольной прочности этого титанового сплава, вырезанного из прутка.

В данной работе с целью выявления анизотропии прочностных характеристик, связанной с технологическими особенностями метода получения материала, проведены измерения откольной прочности и динамического предела упругости титанового сплава ВТ6 (Ть6А1-4У), полученного по аддитивной технологии методом прямого лазер-

Таблица 1. Параметры технологического процесса прямого лазерного выращивания из порошка титанового сплава ВТ6

№ Первичный порошок, % Вторичный порошок, % Мощность, Вт Скорость, мм/с Состояние

T -'-исх 100 0 Без термической обработки

Т100 100 0

Т90/10 90 10 2900 15 После термической обработки

Т75/25 75 25

Т50/50 50 50

ного выращивания, в зависимости от направления наплавки, соотношения первичного и вторичного порошков и предварительной термообработки.

2. Материалы и методика эксперимента

Образцы титанового сплава ВТ6 (Т1-6Л1-4У) были изготовлены на роботизированном комплексе для прямого лазерного выращивания, собранном на базе волоконного лазера ЛС-5 в Институте лазерных и сварочных технологий, г. Санкт-Петербург (СПбГМТУ). Пластины размером 120 х 73 х 14 мм3 были выращены в защитной камере в среде аргона в режиме, технологические параметры которого представлены в табл. 1. Расход порошка составил 20 г/мин, расход защитного аргона — 25 л/мин.

Образцы были выращены в защитной камере в среде аргона из смесей первичного и вторичного порошков ВТ6 в соотношении 100/0, 90/10, 75/25 и 50/50. Порошок имел сферическую форму частиц размером 65-125 мкм (первичный) и 50110 мкм (вторичный). Средний размер частиц порошка 100 и 90 мкм соответственно, коэффициент сферичности порошков составляет 0.98 (рис. 1).

Введение вторичного порошка позволило оптимизировать технологический процесс при изготовлении заготовки, который заключается в эффективном коэффициенте использования материала. Измерения механических характеристик титановых образцов с разным соотношением первичного и вторичного порошка показали, что в пределах разброса предел прочности, предел текучести, относительное удлинение и ударная вязкость практически одинаковые, в связи с этим для ударно-волновых экспериментов по исследова-

нию влияния количества вторичного порошка были выбраны образцы, изготовленные без вторичного порошка и с его максимальным количеством (50 %).

С целью гомогенизации структуры заготовки после изготовления подвергались отжигу в вакууме при температуре 800 °C в течение 1 ч с последующим охлаждением 0.5 с-1 в печи до 300 °С, далее охлаждением на воздухе. Измеренная плотность р аддитивно-полученного титанового сплава составила 4.42 г/см3. Для структурного анализа использовали оптический микроскоп Ломо метам лв-31 (ЛОМО, Россия). Поверхность образцов была отшлифована SiC бумагой с последовательным уменьшение зернистости бумаги до 2500, затем отполирована с использованием суспензии оксида алюминия 1 мкм и финишной полировкой коллоидным SiO. Затем образцы подвергались травлению в растворе 93 мл H2O + 2 мл HF + 5 мл HNO3 погружением на 40 с. Измерения микротвердости проводили на микротвердомере FM-310 (Future Tech, Япония). Поверхность образца для испытаний полировали абразивной бумагой SiC зернистостью 500 и 2500. Было проведено не менее 10 измерений на образец с нагрузкой 500 г.

Испытание на растяжение проводили при комнатной температуре на машине Zwick/Roell серии Z250 Allround (Zwick/Roell, Германия). Стандартные цилиндрические образцы были вырезаны из напечатанных деталей в соответствии с ГОСТ 1497. Смещение образца регистрировалось тензометром. Скорость испытания на участке пластической деформации составляла 1.0 ■ 10-3 с-1.

Для ударно-волновых экспериментов образцы вырезались электроэрозионным методом из заготовок по трем взаимно перпендикулярным плос костям наплавки относительно направления удар-

Рис. 2. Заготовка аддитивно-полученного титанового сплава ВТ6 с указанием направления удара относительно направления лазерной наплавки В (цветной в онлайн-версии)

ной нагрузки. Соответствующие плоскости ударной нагрузки А, В и С показаны на рис. 2. Толщина образцов составляла 1.8-1.9 мм. Образцы нагружались ударом алюминиевой пластины толщиной 0.45 ± 0.05 мм, разогнанной с помощью взрывных устройств до скорости 630 ± 30 и 1250 ± 30 м/с [16]. Соотношение толщины образцов и их линейных размеров (~1 : 5) обеспечивало одномерность процесса нагружения в течение всего необходимого времени регистрации. Во всех экспери-

ментах осуществлялась регистрация волновых профилей (скорости свободной поверхности образцов от времени) с помощью доплеровского лазерного интерферометрического измерителя скорости VISAR [17], имеющего временное разрешение ~1 нс и пространственное разрешение ~0.01 мм2.

3. Результаты и их обсуждение

3.1. Микроструктурные исследования и механические свойства

Исследование структуры аддитивно-полученного титанового сплава ВТ6 после выращивания показало отсутствие дефектов в виде несплавлений слоев в объеме заготовки. В процессе DLD титанового сплава происходит формирование мартенситной а'-фазы, которая может значительно повлиять на результаты исследования, в связи с этим исследования проводились на образцах после термической обработки (рис. 3, б). Перед микроструктурными исследованиями были проведены измерения микротвердости, которые показали заметное уменьшение ее среднего значения у термообработанных образцов до 336 ± 4.6 HV05 по сравнению с 384 ± 3.2 HV05 — у ис ходных. Как известно, формирование в структуре неравновесной а'-фазы приводит к повышению твердости сплава ВТ6, исходя из этого данные по измерению микротвердости на исследуемых об-

Рис. 3. Микроструктура образцов титана ВТ6 в плоскости А, выращенных из первичного порошка технологией DLD, без (а, б) и после термообработки (в, г) (цветной в онлайн-версии)

разцах также подтверждают наличие метаста-бильных фаз в исходном состоянии и формирование равновесной (а + в)-фазы после термической обработки [18].

До термообработки в образцах наблюдается слоистая структура с формированием зерен в сторону отвода тепла (рис. 3, а). После отжига конфигурация зерен остается вытянутой в сторону отвода тепла в процессе прямого лазерного выращивания, отмечено уменьшение размера зерна в целом в каждом сечении (рис. 3, в), что связано в первую очередь с рекристаллизационными процессами — частичным распадом мартенсита, происходящим в сплаве ВТ6 при температуре 800 °С. На рис. 3 представлена микроструктура образца до термообработки и после. Для образца в исходном состоянии характерна мелкодисперсная игольчатая микроструктура, которая формируется из-за быстрого охлаждения ванны расплава и характеризуется повышенным содержанием неравновесной а'-фазы (рис. 3, б). Структура неоднородная, различимы отдельные зерна в-фазы. Зерна вытянуты в направлении охлаждения. Термическая обработка приводит к изменению строения с игольчатого на пластинчатое, происходит частичный распад метастабильной а'-фазы и формирование вторичной а-фазы по границам зерна в и на границах первичных а-пластин (рис. 3, г).

Так как изменения структуры материала, связанные с термообработкой, практически всегда приводят к изменению его физико-механических свойств, были проведены испытания всех типов образцов на одноосное растяжение и на ударную вязкость образцов с и-образным надрезом после термической обработки. Измерения показали, что в пределах ошибки образцы с различным соотношением первичного и вторичного порошков после термической обработки демонстрируют практически одинаковые величины предела текучести о0.2 (958-971 МПа), предела прочности ав (10711084 МПа), относительного удлинения 5 (7.98.6 %) и ударной вязкости КСи (29-31 Дж/см2) [19]. Образцы в исходном состоянии после прямого лазерного выращивания демонстрируют предел прочности 1050-1200 МПа, предел текучести 990-1100 МПа, относительное удлинение 2.06.5 % [20, 21]. Прочность отожженного прокатанного титанового сплава ВТ6 на растяжение ав составляет 890-930 МПа, а условный предел текучести о0.2 — 800-840 МПа, что несколько ниже, чем прочностные характеристики титана ВТ6, полученного методом БЬБ.

3.2. Прочностные свойства при ударном нагружении

Изучение механических свойств материалов в микро- и субмикросекундных диапазонах длительностей нагрузки, когда скорости деформирования превышают 104 с-1, проводится в условиях импульсного нагружения испытуемых образцов. Для измерения динамической (откольной) прочности и динамического предела упругости, в англоязычной литературе обозначаемого как HEL (Hugoniot elastic limit), была проведена серия ударно-волновых экспериментов со всеми типами образцов. Измерения основываются на том факте, что структура волн и динамика волновых взаимодействий определяются, помимо термодинамического уравнения состояния вещества, процессами упругопластического деформирования и разрушения в материале [16, 22]. Эволюция (формоизменение) ударной волны при распространении вглубь образца отражает все процессы, протекающие внутри нагруженного материала. На рис. 4 представлены волновые профили, полученные в экспериментах с образцами титана ВТ6 при разных скоростях удара. В эксперименте с низкоскоростным ударником (630 ± 30 м/с) профиль скорости свободной поверхности практически повторяет форму исходного импульса сжатия с небольшим гистерезисом скорости, связанным с гистерезисом цикла нагрузка-разгрузка для упру-гопластического тела. Признаки откольного разрушения в этом случае не регистрируются, т.е. в силу недостаточной амплитуды ударной волны растягивающие напряжения не достигают критического разрушающего значения. При увеличе-

1000

Время, мкс

Рис. 4. Профили скорости свободной поверхности образцов титанового сплава ВТ6 при различной скорости соударения в направлении А и В (цветной в он-лайн-версии)

нии скорости соударения до 1250 ± 30 м/с волновые профили отражают все особенности распространения ударной волны по образцу в условиях откольного разрушения. Сначала регистрируется выход на поверхность образца упругой волны сжатия с амплитудой иНЕЬ, вслед за которой выходит пластическая волна сжатия с амплитудой Ртах = РоЦи^, где р0 — плотность образцов; и — скорость ударной волны; — массовая скорость, определяемая из профилей скорости. Напряжение сжатия за фронтом упругого предвестника аНЕЬ, соответствующее динамическому пределу упругости материала, который рассчитывается по измеренной скорости свободной поверхности ^неь как аШь = ро СьИШь/2 [16], где Сь — продольная скорость звука, равная для титана 6210 м/с. Значения динамического предела текучести У в условиях одномерной деформации рассчитываются из соотношения

У = 1.5а

НЕЬ

' Г 2 > 1 _ Гв

V

гь

объемная

ь у скорость

звука, равная

где Св — 5050 м/с.

Достигнув максимума в волне сжатия, скорость свободной поверхности уменьшается при выходе на нее волны разгрузки. Первый минимум скорости совпадает по времени с образованием внутри образца откольной трещины (зоны откольного разрушения), когда при взаимодействии падающей и отраженной от свободной поверхности волн разрежения внутри образца генерируются растягивающие напряжения, превышающие прочность образца. Так как при образовании зоны откола формируются свободные поверхности, в момент откола растягивающие напряжения быстро релаксируют к нулю и на поверхности образца появляется слабая волна сжатия — отколь-ный импульс, реверберации которого в откольной пластине приводят к осцилляции скорости поверхности, регистрируемые на профиле, как затухающие колебания скорости. По времени одной осцилляции откольного импульса t в откольной пластине можно определить ее толщину как И5р = Г^/2.

Декремент скорости поверхности Лщ& (рис. 4) при ее спаде от максимума до значения перед фронтом откольного импульса пропорционален величине разрушающего напряжения — отколь-ной прочности материала а8р в данных условиях нагружения. В линейном (акустическом) приближении величина откольной прочности определя-

ется как а8р = 1/2р0Св(Ли& + 5), где 5 — поправка на искажение профиля скорости вследствие различия скорости фронта откольного импульса, равной Сь, и скорости пластической части падающей волны разгрузки перед ним, движущейся с объемной скоростью звука Св [23]. Скорость деформирования материала перед откольным разрушением определяется как

У_

У0

2Гв

где — определяемая из волнового профиля скорость уменьшения скорости свободной поверхности в разгрузке перед фронтом откольного импульса (скорость расширения вещества в падающей волне разрежения).

На рис. 5 представлены профили скорости свободной поверхности исследуемых образцов с различным содержанием вторичного порошка — 100 % первичного и при соотношении 50/50 %. На рисунке для сравнения представлен профиль скорости, полученный в эксперименте с исходным образцом ВТ6. Непосредственное сравнение волновых профилей, полученных при одинаковых условиях нагружения, показывает, что все профили слабо отличаются друг от друга и по характеру, и по амплитудным параметрам. Условия экспериментов и рассчитанные значения прочностных характеристик титанового сплава ВТ6 при ударном сжатии представлены в табл. 2. Там же представлены результаты их измерений для промышленного сплава ВТ6, полученные ранее [24]. При анализе экспериментальных данных использовалась ударная адиабата тантала в виде линейного соотношения между скоростью удар-

Рис. 5. Профили скорости свободной поверхности образцов титанового сплава ВТ6, полученные при различных соотношениях первичного и вторичного порошка В (цветной в онлайн-версии)

Таблица 2. Условия экспериментов и прочностные характеристики аддитивно-полученного титанового сплава ВТ6, взятые из анализа волновых профилей, здесь Ноб, Н^ — толщина полученного образца и ударников соответственно

№ Образец Ноб, мм Н "уд, мм р 1 шах,} ГПа °НЕЬ ГПа У, ГПа с5р, ГПа V/ V,, 105с-1 Н мм

1 Образец Т100, направление удара А, 660 м/с 1.94 0.46 4.3 2.39 1.21 - 4.20 -

2 Образец Т100, направление удара А, 1250 м/с 1.77 0.47 10.8 2.72 1.38 5.09 4.48 0.34

3 Образец Т100, направление удара В, 1250 м/с 1.73 0.46 10.7 2.98 1.51 5.07 4.36 0.36

4 Образец Т100, направление удара С, 1250 м/с 1.82 0.46 9.9 2.76 1.35 5.12 4.80 0.28

5 Образец Тисх, направление удара А, 1250 м/с 1.82 0.46 10.9 3.09 1.57 5.50 4.85 0.37

6 Образец Т50/50, направление удара А, 1250 м/с (50/50) 1.77 0.46 10.6 2.76 1.40 5.04 5.03 0.35

7 Образец Т50/50, направление удара В, 1250 м/с (50/50) 1.78 0.46 10.9 2.88 1.46 5.27 4.76 0.36

8 Термообработанный прокатанный сплав ВТ6 [24] 1.88 0.40 6.1 2.67 - 4.58 5.3 0.34

ной волны К и массовой скоростью ир: К = 5050 + 1034нр [24].

Анализ и последующая обработка волновых профилей показали, что разброс прочностных характеристик образцов титанового сплава в зависимости от направления удара относительно направления наплавки незначительный. Так, динамический предел упругости при одинаковых условиях нагружения изменяется в диапазоне 2.73.1 ГПа, а величина откольной прочности аддитивно-полученных образцов составляет 5.15.5 ГПа. Из таблицы видно, что в отличие от статических измерений в условиях откола термообработка аддитивно-полученных образцов титанового сплава незначительно снижает его прочностные характеристики, тогда как термообрабо-танные образцы имеют практически одинаковые прочностные характеристики. Уменьшение прочности связано с изменением структуры материала при термообработке. Исходная структура была мелкодисперсной с минимальной концентрацией крупных дефектов. Термическая обработка приводит к изменению строения с игольчатого на пластинчатое, а откольное разрушение в этих образцах может инициироваться при меньших растягивающих напряжениях на частицах вторичной а-фазы по границам зерна в и на границах первичных а-пластин.

Нужно отметить, что, по сравнению с промышленным титановым сплавом ВТ6 [24], сплав, полученный по аддитивной технологии, демонстрирует при динамическом нагружении более высокие прочностные характеристики. Столь высокие прочностные характеристики этого сплава связаны с высокой однородностью и малодефект-ностью внутренней структуры, получаемой в процессе точечной лазерной наплавки, что подтвер-

ждается и ее металлографическим анализом, а при термообработке дополнительно снимаются и внутренние напряжения. Образцы промышленного титанового сплава, полученные, например, прокаткой, могут иметь наведенные технологической деформацией относительно крупные дефекты структуры, такие как микротрещины, включения и т.п., которые могут являться дополнительными центрами зарождения откольной трещины при динамическом растяжении, тем самым несколько снижая критические разрушающие напряжения. Для подтверждения этого факта требуются дополнительные микроструктурные исследования образцов на однородность структуры по объему образца, концентрацию и размер дефектов и других структурных составляющих.

В отличие от данных по откольному разрушению титанового сплава Т>6А1-4У, полученных в [15], где авторы показали, что критические разрушающие напряжения при отколе сильно зависят от направления действия нагрузки относительно ориентации слоев наплавки и заметно ниже от-кольной прочности образцов, вырезанных из титанового прутка, исследованный в этой работе титановый сплав ВТ6, полученный по DLD технологии, демонстрирует изотропию прочностных свойств, а его прочностные характеристики даже несколько выше прочности промышленных образцов, полученных по традиционной технологии. Различие в результатах по измерению откольной прочности, полученных в нашей работе, с результатами работы [15], несомненно, связаны с аддитивными методами получения титановых образцов. Если наплавка вещества методом DLD осуществляется точечно и дает достаточно однородную структуру материала без анизотропии прочности, то образцы титана, полученные послойной

наплавкой методом селективного лазерного плавления, демонстрируют сильную анизотропию прочности как при статических нагрузках, так и в условиях откольного разрушения. Снижение от-кольной прочности при ударном нагружении перпендикулярно слоям наплавки может быть ожидаемым, т.к. между ними возможно формирование промежуточных более дефектных и «слабых» областей материала с концентраторами напряжений вдоль границ этих областей, на которых и происходит зарождение откольных трещин при более низких растягивающих напряжениях.

Кроме того, как показали измерения прочностных характеристик образцов титана, аддитивно-полученных при различных соотношениях первичного и вторичного порошка, эти технологические особенности метода DLD не влияют на его прочностные свойства при ударно-волновом нагружении.

4. Заключение

На основе анализа полных волновых профилей проведены измерения откольной прочности и динамического предела упругости образцов титанового сплава ВТ6, полученных по аддитивной технологии методом прямой лазерной наплавки, при ударном сжатии. Не выявлено анизотропии прочностных свойств этого сплава относительно направления наплавки, а величина его откольной прочности даже выше прочности аналогичного титанового сплава, полученного по традиционной технологии. Соотношение первичного и вторичного порошка титана в образцах, полученных по технологии DLD, не влияет на свойства при статических нагрузках, как было показано ранее, а также не влияет на прочностные характеристики при динамических нагрузках.

Работа выполнена по теме Государственного задания (номер государственной регистрации АААА-А19-119071190040-5) и при финансовой поддержке Министерства науки и высшего образования РФ (соглашения с ОИВТ РАН № 075-152020-785 и 075-15-2020-903). Ударно-волновые эксперименты выполнены на оборудовании Московского регионального взрывного ЦКП РАН. Изготовление образцов титанового сплава ВТ6 методом DLD и их металлографические исследования проведены на оборудовании СПбГМТУ при финансовой поддержке Министерства науки и высшего образования Российской Федерации в

рамках программы «Научный центр мирового

уровня: Передовые цифровые технологии».

Литература

1. Frazier W.E. Metal additive manufacturing: A review // J. Mater. Eng. Perf. - 2014. - V. 23. - P. 19171928.

2. Sames W.J., List F.A., Pannala S., DeHoff R.R., Ba-bu S.S. The metallurgy and processing science of metal additive manufacturing // Int. Mater. Rev. -2016. - V. 61. - P. 315-360.

3. Seifi M., Salem A., Beuth J., Harrysson O., Lewan-dowski J.J. Overview of materials qualification needs of metal additive manufacturing // JOM. - 2016. -V. 68. - P. 747-764.

4. Zhai Y., Lados D.A., Lagoy J.L. Additive manufacturing: Making imagination the major limitation // J. Met. - 2014. - V. 66. - P. 808-816.

5. Zhao D., Han Ch., Li Y., Li J., Zhou K., Wei Q., Liu J., Shia Y. Improvement on mechanical properties and corrosion resistance of titanium-tantalum alloys in-situ fabricated via selective laser melting // J. Alloys Compounds. - 2019. - V. 804. - P. 288-298. - https://doi. org/10.1016/j.jallocom.2019.06.307

6. Hattal A., Chauveau T., Djemai M., Fouchet J.J., Bacroix B., Dirras G. Effect of nano-yttria stabilized zirconia addition on the microstructure and mechanical properties of Ti6Al4V parts manufactured by selective laser melting // Mater. Design. - 2019. -V. 180. - P. 107909. - https://doi.org/10.1016/j .mat des.2019

7. Gangireddy S., Komarasamy M., Faierson E.J., Mish-raa R.S. High strain rate mechanical behavior of Ti-6Al-4V octet lattice structures additively manufactured by selective laser melting (SLM) // Mater. Sci. Eng. A. - 2019. - V. 745. - P. 231-239. - https:// doi.org/10.1016/j.msea2018.12.101

8. Yang L., Zhicong P., Ming L., Yonggang W., Di W., Changhui S., Shuxin L. Investigation into the dynamic mechanical properties of selective laser melted Ti-6Al-4V alloy at high strain rate tensile loading // Mater. Sci. Eng. A. - 2019. - V. 745. - P. 440-449. -https://doi.org/10.1016/j.msea 2019.01.010

9. Fadida R., Rittel D., Shirizly A. Dynamic mechanical behavior of additively manufactured Ti6AI4V with controlled voids // J. Appl. Mech. - 2015. - V. 82. -P. 041004-1. - https://doi.org/10.1115/L4029745

10. Ming W., Chen J., An Q., Chen M. Dynamic mechanical properties and machinability characteristics of selective laser melted and forged Ti6Al4V // J. Mater. Proc. Tech. - 2019. - V. 271. - P. 284-292. - https:// doi.org/10.1016/j.matprotec.2019.04.015

11. Zaretsky E., Stern A., Frage N. Dynamic response of AlSi10Mg alloy fabricated by selective laser melting // Mater. Sci. Eng. A. - 2017. - V. 688. - P. 364-370.

12. Laurencon M., de Resseguier T., Loison D. et al. Effects of additive manufacturing on the dynamic response of AlSilOMg to laser shock loading // Mater. Sci. Eng. A. - 2019. - V. 748. - P. 407-417.

13. Wise J.L., Adams D.P., Nishida E.E. et al. Comparative shock response of additively manufactured versus conventionally wrought 304L stainless steel // AIP Conf. Proc. - 2017. - V. 1793. - P. 100015.

14. Gray G.T., Knapp C.M., Jones D.R. et al. Structure/property characterization of spallation in wrought and additively manufactured tantalum // AIP Conf. Proc. - 2018. - V. 1979. - P. 060002.

15. Jones D.R., Fensin S.J., Dippo O., Beal R.A. et al. Spall fracture in additive manufactured Ti-6Al-4V // J. Appl. Phys. - V. 120. - P. 135902.

16. Канель Г.И., Разоренов С.В., Уткин А.В., Фортов В.Е. Ударно-волновые явления в конденсированных средах. - М.: Янус-К, 1996.

17. Barker L.M., Hollenbach R.E. Laser interferometer for measuring high velocities of any reflecting surface // J. Appl. Phys. - 1972. - V. 43. - P. 4669-4675.

18. Dabrowski R. The kinetics of phase transformations during continuous cooling of the Ti6Al4V alloy from the single-phase ß range // Arch. Metal. Mater. -2011. - V. 56. - No. 3. - P. 705.

19. Шальнова С.А., Климова-Корсмик О.Г., Гущина М.О., Вильданов А.М., Туричин Г.А. Структура и свойства изделий из титанового сплава ВТ6, полу-

ченных методом прямого лазерного выращивания с использованием вторичного порошка // Титан. -2019. - Т. 66. - № 4. - С. 24-31.

20. Sklyar M.O., Klimova-Korsmik O.G., Turichin G.A., Shalnova S.A. Influence of technological parameters of direct laser deposition process on the structure and properties of deposited products from alloy Ti-6Al-4V // Solid State Phenomena. - 2018. - V. 284. - P. 306311.

21. Turichin G.A., Klimova-Korsmik O.G., GushchinaM.O., Shalnova S.A., Korsmik R.S., Cheverikin V.V., Tata-ru A.S. Features of structure formation in a+p titanium alloys // Proc. CIRP. - 2018. - V. 74. - P. 188191.

22. Канель Г.И., Зарецкий Е.Б., Разоренов С.В., Ашит-ков С.И., Фортов В.Е. Необычные пластичность и прочность металлов при ультракоротких длительностях нагрузки // УФН. - 2017. - Т. 187. - № 5. -С.525-545

23. Kanel G.I. Spall fracture: Methodological aspects, mechanisms and governing factors // Int. J. Fracture. -2010. - V. 163. - No. 1-2. - P. 173-191

24. Канель Г.И., Гаркушин Г.В., Разоренов С.В. Темпе-ратурно-скоростные зависимости напряжения течения и сопротивления разрушению титанового сплава BT6 в условиях ударного нагружения при температурах 20 и 600 °C // ЖТФ. - 2016. - Т. 86. -№ 8. - С. 111-117.

Поступила в редакцию 05.02.2021 г., после доработки 01.04.2021 г., принята к публикации 02.04.2021 г.

Сведения об авторах

Разоренов Сергей Владимирович, д.ф.-м.н., проф., зав. лаб. ИПХФ РАН, проф. ТГУ, razsv@ficp.ac.ru Гаркушин Геннадий Валерьевич, к.ф.-м.н., снс ИПХФ РАН, снс ТГУ, garkushin@ficp.ac.ru Савиных Андрей Сергеевич, к.ф.-м.н., снс ИПХФ РАН, снс ТГУ, savas@ficp.ac.ru Климова-Корсмик Ольга Геннадьевна, к.т.н., нач. отд. СПбГМТУ, доц. СПбПУ, o.klimova@ltc.ru Шальнова Светлана Александровна, инж. СПбГМТУ, асп. СПбПУ, sveta-net07@mail.ru Гущина Марина Олеговна, инж. СПбГМТУ, инж. СПбПУ, skmar.spb@gmail.com