The high-temperature in situ synchrotron study of structural-phase transformations in 3D-printed Ti–6Al–4V and Ti–5Al–3Mo–V titanium alloys

Cover Page

Cite item

Full Text

Abstract

An wire-feed electron beam additive manufactoring has been used to obtain the samples of Ti‒6Al–4V and Ti–5Al–3Mo–V titanium alloys. Optical, scanning, and transmission electron microscopies have been used to show that the microstructure of the 3D printed samples of Ti–6Al–4V and Ti–5Al–3Mo–V alloys consists of columnar primary grains of the β-phase, within which martensitic αʹ plates are formed. The high-temperature synchrotron X-ray diffraction technique was used to show the evolution of αʹ → α + β +αʹʹ transformations in Ti–Al–V and Ti–Al–Mo-V titanium alloys, which causes an increase in the content of residual β-phase and the formation of orthorhombic αʹʹ-phase. The decomposition of the αʹ-phase in Ti–6Al–4V and Ti–5Al–3Mo–V samples started at temperatures of 600 and 400°C respectively. Intensive oxidation of titanium alloys in a the high-temperature chamber at temperatures above 900°C resulted in a decrease in the volume fraction of β- and αʹʹ-phases, as well as inhibition of polymorphic α→β transformation.

Full Text

ВВЕДЕНИЕ

Благодаря высоким удельной прочности и вязкости, биосовместимости, а также превосходной коррозионной стойкости в условиях повышенных температур, α+β-титановые сплавы широко применяются в аэрокосмической промышленности, судостроении, медицине и др. [1, 2].

В настоящее время существует необходимость внедрения аддитивных технологий в различные отрасли промышленности, поскольку благодаря 3D-печати можно сократить время производственного цикла, снизить уровень отходов сырья, создать детали со сложной конфигурацией без дополнительных механических обработок, и, как следствие, существенно снизить стоимость изделий [3]. Для производства крупномасштабных объектов одной из наиболее перспективных технологий 3D-печати является проволочная электронно-лучевая аддитивная технология (англ. Electron Beam Additive Manufacturing, сокр. EBAM), с помощью которой можно восстанавливать поврежденные или изношенные детали, а также производить сварные соединения [4–6]. Поскольку процесс EBAM происходит в вакууме, данная технология является наиболее подходящей для формирования изделий из химически активных материалов, таких как титан и сплавы на его основе. Однако в процессе 3D-печати формируется неравновесная микроструктура, которая является следствием высокой скорости охлаждения ванны расплава и многократных циклов нагрева-охлаждения при нанесении последующих слоев [7, 8]. Такая структура может существенно изменяться как при термической обработке [9], так и при механическом воздействии [10, 11], тем самым оказывая существенное влияние на эксплуатационные характеристики 3D-напечатанных изделий.

Синхротронная рентгеновская дифракция в настоящее время является максимально точным методом для in situ исследования структурных и фазовых превращений в материалах. Благодаря своему высокому разрешению данный метод позволяет выявить фазы, объемная доля которых не превышает 1%, и описать механизм их возникновения. Ранее с использованием синхротронной рентгеновской дифракции было показано, что при нагреве как прокатанных, так и 3D-напечатанных образцов титанового сплава Ti–6Al–4V образуется орторомбическая αʹʹ-фаза [12, 13]. Образование αʹʹ-фазы также наблюдали в процессе нагрева прокатанных образцов титанового сплава Ti–5.7Al–1.6V–3Mo [14]. Сравнение результатов работ [12–14] наглядно продемонстрировало, что добавление небольшого количества молибдена оказывает существенное влияние на характер изменения объемной доли α-, αʹ-, αʹʹ- и β-фаз в процессе нагрева α+β-титановых сплавов.

Хорошо известно, что развитие структурно-фазовых превращений в титановых сплавах при термической обработке зависит как от режимов термообработки, так и от содержания легирующих элементов [15]. В работе [16] подробно исследовано влияние содержания молибдена на изменение микроструктуры и механических свойств метастабильных сплавов системы Ti–Mo в процессе термообработки. Показано, что в сплавах Ti–10Mo, Ti–15Mo и Ti–20Mo наблюдали игольчатые α″-пластины с двойниками, мелкими частицами ω-фазы и β-двойниками, а с увеличением содержания молибдена размер частиц ω-фазы уменьшается. При этом сплавы Ti–10Mo и Ti–15Mo демонстрируют сочетание высокой пластичности и повышенной прочности, тогда как сплав Ti–20Mo демонстрирует низкую пластичность.

Наиболее наглядно роль молибдена в изменении фазового состава α+β-титановых сплавов при повышенных температурах можно продемонстрировать при сравнении титановых сплавов Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V, имеющих близкий элементный и фазовый состав. Цель данной работы – синхротронные исследования структурно-фазовых превращений в 3D-напечатанных титановых сплавах Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V при нагреве до 1100°С и последующем охлаждении в высокотемпературной камере до комнатной температуры.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

3D-напечатанные заготовки из титановых сплавов Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V с размерами 100×15×70 мм были получены на установке для проволочного электронно-лучевого аддитивного производства (ИФПМ СО РАН, Томск, Россия). В процессе 3D-печати использована проволока из титанового сплава Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V диаметром 1.6 и 2 мм соответственно. Проволока подается со скоростью 2 м/мин и под углом 35° к подложке. Процесс проволочного электронно-лучевого аддитивного производства проводится при остаточном давлении в камере не более 5·10–5 Па. Ускоряющее напряжение пучка составляло 30 кВ. Общий химический состав образцов титановых сплавов Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V, изготовленных методом EBAM, исследовали с помощью рентгенофлуоресцентного анализатора Thermo Scientific Niton XL3t GOLDD, результаты приведены в табл. 1.

 

Таблица 1. Химический состав (мас. %) образцов титановых сплавов Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V

Образец

Al

V

Mo

Fe

Cr

Ti

Ti–6Al–4V

5.4

4.2

–

0.1

–

ост.

Ti–5Al–3Mo–V

4.7

1.4

3.5

0.01

0.01

ост.

 

Из центральной части 3D-напечатанных заготовок Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V методом электроэрозионной резки были вырезаны образцы размером 30×30×2 мм для исследования их микроструктуры, элементного и фазового состава. Образцы Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V были ориентированы параллельно направлению роста 3D-напечатанных заготовок. Для металлографических исследований шлифованную и полированную поверхность образцов подвергали предварительному травлению в реагенте Кролла (2% HF, 2% HNO3, 96% H2O). Микроструктуру образцов титановых сплавов Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V, полученных методом электронно-лучевой проволочной аддитивной технологии, изучали с помощью оптического микроскопа Zeiss Axiovert 40 МАТ, просвечивающего электронного микроскопа (ПЭМ) JEM-2100, оснащенного детектором энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии (EDS), сканирующего электронного микроскопа Apreo 8 и дифракции обратно рассеянных электронов (EBSD) с использованием приставки Oxford Instruments Nordlys. Шаг сканирования составлял 100 нм.

Высокотемпературные in situ дифракционные исследования на источнике синхротронного излучения проводили на станции “Прецизионная дифрактометрия II” на канале СИ № 6 накопителя ВЭПП-3 Института ядерной физики имени Г.И. Будкера СО РАН. При проведении in situ дифракционных исследований использовали следующие параметры: длина волны излучения 0.101 нм для Ti–6Al–4V и 0.10084 нм для Ti–5Al–3Mo–V; угловой диапазон по 2θ – 20°–45°; время экспозиции 60 с/кадр. Для проведения высокотемпературных экспериментов были подготовлены образцы размером 5×5×1 мм. Образцы нагревали в высокотемпературной камере, которую откачивали до остаточного давления 2·10-3 Па. Диапазон температур составлял 30–1100°С, скорость нагрева 10°C/мин. Температуру образца контролировали с помощью термопары из платины-13% родия.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Микроструктура 3D-напечатанных образцов Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V состоит из столбчатых первичных β-зерен, ориентированных вдоль направления роста изделия (рис. 1а, г) с близкими поперечными размерами (1–2 мм), рост которых обусловлен направленным теплоотводом в процессе кристаллизации ванны расплава. При этом зеренная структура 3D-напечатанных образцов Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V в значительной степени различается (рис. 1б, д). Так, в титановом сплаве Ti–6Al–4V столбчатые первичные зерна β-фазы содержат пластины как α-, так и αʹ-фазы, которые сгруппированы в пакеты и имеют средний поперечный размер 0.6 мкм (рис. 1б, в). В свою очередь, в титановом сплаве Ti–5Al–3Mo–V формируются более тонкие мартенситные иглы αʹ-фазы со сложной корзинчатой структурой (рис. 1д, е). Средний поперечный размер игл составляет 0.35 мкм. Согласно ПЭМ-исследованиям, между пластинами/иглами α/αʹ фазы наблюдаются прослойки остаточной β-фазы, средний поперечный размер которых в 3D-напечатанных образцах сплавов Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V составляет 100 и 120 нм соответственно (рис. 1в, е).

 

Рис. 1. Оптические изображения (а, г), EBSD-карты (б, д) и ПЭМ-изображения (в, е) структуры 3D-напечатанных титановых сплавов Ti–6Al–4V (а, б, в) и Ti–5Al–3Mo–V (г, д, е).

 

Известно [17], что мартенситная αʹ-фаза имеет две морфологии: реечную и игольчатую. Первую можно наблюдать в сплавах с низким содержанием β-стабилизаторов, вторая же характерна для сплавов с высоким содержанием β-стабилизаторов, приводящих к снижению температуры мартенситного превращения. Поскольку исследованные 3D-напечатанные образцы Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V характеризуются близким содержанием легирующих элементов, то наблюдаемые различия их микроструктуры позволяют наглядно продемонстрировать роль молибдена в мартенситной морфологии αʹ-фазы.

Данные EDS, представленные в табл. 2, показывают, что вследствие высокой скорости кристаллизации ванны расплава в 3D-напечатанных образцах Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V присутствуют области α/αʹ-фазы с повышенным содержанием ванадия и молибдена, а также области остаточной b-фазы с пониженным содержанием b-стабилизаторов. Так, содержание ванадия в рейках α/αʹ-сплава Ti–6Al–4V достигает 4.4 вес.% (предел растворимости ванадия в ГПУ-решетке титана не превышает 3% [18]), в то время как его содержание в прослойках остаточной β-фазы варьируется в пределах от 17.5 до 21 вес.%. Согласно работе [19] минимальное содержание ванадия, необходимое для стабилизации β при комнатной температуре, составляет 20 вес.%. В сплаве Ti–5Al–3Mo–V содержание Mo и V в прослойках β-фазы также варьируется в широких пределах. Как видно из табл. 2, в точках 2 и 4 (рис. 1е), соответствующих соседним прослойкам остаточной β-фазы, содержание β-стабилизаторов отличается почти в 2 раза и часто оказывается недостаточным для стабилизации β-фазы (минимальное содержание молибдена, необходимое для стабилизации β-фазы, составляет 14 вес.% [19].

 

Таблица 2. Элементный состав 3D-напечатанных образцов Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V , определенный с помощью ПЭМ в точках, указанных на рис. 1в и е соответственно

Образец

Элемент

Точка 1, вес.%

Точка 2, вес.%

Точка 3, вес.%

Точка 4, вес.%

Ti–6Al–4V

Ti

87.6

11.2

1.2

75.6

3.4

21.0

86.7

8.9

4.4

78.1

4.4

17.5

Al

V

Ti–5Al–3Mo–V

Ti

Al

V

Mo

93.9

5.2

0.1

0.8

83.6

3.1

3.9

9.4

92.0

4.6

2.2

1.2

88.1

3.9

2.3

5.7

 

На рис. 2 приведены данные in situ синхротронной рентгеновской дифракции 3D-напечатанных образцов Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V, полученные в процессе нагрева до температуры 1100°С и после последующего охлаждения до комнатной температуры. Как видно из рис. 2а, независимо от температуры испытаний на рентгенограммах титанового сплава Ti–6Al–4V присутствуют пики, соответствующие различным кристаллографическим плоскостям α/αʹ-фазы. На увеличенном фрагменте дифрактограммы наглядно видно смещение пиков α/αʹ-фазы в область меньших углов, обусловленное термическим расширением ее кристаллической решетки в процессе нагрева. При этом интенсивность пиков α/αʹ-фазы изменяется. В частности, непрерывно увеличивается интенсивность пика α/αʹ (101) и уменьшается интенсивность пика α/αʹ (002). Свидетельством наличия остаточной b-фазы в исходном 3D-напечатанном образце Ti–6Al–4V является плечо рентгеновского пика α/α' (101) со стороны меньших углов, обусловленное появлением рентгеновского пика b-фазы (110). Содержание β-фазы в сплаве Ti–6Al–4V при низких температурах нагрева (ниже 600°С) практически не изменяется и составляет 2%, однако увеличивается при дальнейшем повышении температуры (рис. 3а). Последнее подтверждается появлением рентгеновских пиков b-фазы (002) и (112), которые также смещаются в область меньших углов в процессе нагрева образца. При температуре 900°С содержание β-фазы достигает максимального значения, равного 7%. При более высоких температурах нагрева содержание β-фазы снижается до 1% и полностью исчезает при последующем охлаждении сплава Ti–6Al–4V до комнатной температуры.

 

Рис. 2. Участки дифрактограмм 3D-напечатанных образцов Ti–6Al–4V (а) и Ti–5Al–3Mo–V (б), полученных в процессе нагрева до 1100°С и при последующем охлаждении.

 

Одновременно с ростом содержания β-фазы на рентгенограммах образца Ti–6Al–4V, нагретого выше 600°С, появляются пики (020), (112), (131), соответствующие орторомбической αʹʹ-фазе (рис. 2а). С увеличением температуры пики αʹʹ-фазы также смещаются влево, и их интенсивность непрерывно увеличивается. При температуре 1000°С объемная доля α''-фазы достигает 14% (рис. 3а), однако при дальнейшем увеличении температуры до 1100°С содержание αʹʹ-фазы уменьшается до 3% и составляет около 1% при последующем охлаждении.

 

Рис. 3. Графики изменения объемных долей вторых фаз в 3D-напечатанных образцах Ti–6Al–4V (а) и Ti–5Al–3Mo–V (б) в процессе нагрева до 1100°С и при последующем охлаждении.

 

Наконец, при температуре выше 1000°С на дифрактограмме образцов Ti–6Al–4V появляются пики оксидов титана, имеющих различную структуру. Так, дифракционный пик при 2θ=23.43° соответствует фазе TiO2 (101) (рутил). Кроме того, на поверхности образца образуется оксид Ti3O5, доказательством наличия которого при 2θ=24.30° является дифракционный пик асимметричной формы. Данный пик можно рассматривать как суперпозицию пиков α/α' (002) и Ti3O5 (040). При температуре 1100°С суммарная объемная доля оксидов титана увеличивается до 11% и не изменяется при последующем охлаждении (рис. 3а).

На участках рентгенограмм 3D-напечатанного образца Ti–5Al–3Mo–V также присутствуют пики α/α'- и β-фазы, которые непрерывно смещаются в область меньших углов с повышением температуры (рис. 2б). При комнатной температуре содержание β-фазы в сплаве Ti–5Al–3Mo–V составляло 3%, и при дальнейшем нагреве до 400°С ее объемное содержание практически не изменяется. В интервале температур от 400 до 900°С содержание β-фазы увеличивается от 3 до 5% (рис. 3б). При более высоких температурах нагрева содержание β-фазы в Ti–5Al–3Mo–V снижается до 1% и полностью исчезает при последующем охлаждении образца до комнатной температуры, как и в случае со сплавом Ti–6Al–4V.

В отличие от Ti–6Al–4V, в сплаве Ti–5Al–3Mo–V образование орторомбической αʹʹ-фазы наблюдается уже при температуре 400°С. Доказательством наличия αʹʹ-фазы являются пики (020), (021), (112) при 2θ=24.41°, 29.45° и 33.52° соответственно (рис. 2б). Содержание αʹʹ-фазы достигает 10% при температуре 1000°С и снижается до 3% при 1100°С. При последующем охлаждении образца объемная доля α''-фаза уменьшается до 1 % (рис. 3б).

Как и в случае Ti–6Al–4V, на рентгенограмме титанового сплава Ti–5Al–3Mo–V, нагретого до температуры выше 1000°С, появляются пики, соответствующие оксидам титана. При температуре 1100°С объемное содержание фаз TiO2 (101) (рутил) и Ti3O5 (040) достигает 4% и не изменяется при последующем охлаждении до комнатной температуры.

Одновременное увеличение объемной доли остаточной b-фазы и появление αʹʹ-фазы в титановых сплавах Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V в процессе нагрева связаны с развитием αʹ→α+β+αʹʹ-превращения. Распад αʹ-фазы предположительно происходит в областях, в которых содержание β-стабилизирующих элементов (ванадия и молибдена) превышает величину их предельной растворимости в ГПУ-решетке титана. Стоит отметить, что в титановом сплаве Ti–5Al–3Mo–V распад αʹ-фазы происходит при меньших температурах, чем в титановом сплаве Ti–6Al–4V, что связано с наличием Mo в сплаве Ti–5Al–3Mo–V, который является более эффективным β-стабилизатором [20].

Появление пиков оксидов титана при температурах выше 1000°С свидетельствует о наличии кислорода в вакуумной камере в процессе нагрева. Очевидно, что используемая вакуумная нагревательная камера не позволяет предотвратить окисление титановых сплавов при температурах выше 1000°С. Наличие кислорода, являющегося a-стабилизатором в титане, приводит как к уменьшению объемной доли остаточной β-фазы и αʹʹ-фазы в 3D-напечатанных образцах Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V, так и к подавлению полиморфного a→b-превращения, температура которого для сплавов Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V составляет ~990 и ~930°С соответственно. Отсутствие полиморфного превращения при высокотемпературных синхротронных исследованиях прокатанных образцов титановых сплавов Ti–6Al–4V и Ti–6Al–2Sn–4Zr–2Mo–0.08Si, связанное с наличием кислорода, наблюдали ранее в работе [12].

При повышении температуры количество кислорода в исследованных сплавах Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V непрерывно возрастает. Последнее подтверждается как увеличением объемной доли фаз оксидов титана (рис. 3), так и зависимостью отношения c/a фазы α/αʹ от температуры (рис. 4). Как видно из рисунка 4, при нагреве образцов Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V выше 700°С начинается резкий рост отношения c/a, связанный с тем, что наличие кислорода приводит к более сильному росту параметра c по сравнению с параметром a фазы a-Ti [12]. Именно наличие кислорода в образцах Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V является причиной того, что при их последующем охлаждении параметры кристаллической решетки α/αʹ-фазы оказываются больше, чем были до нагрева. Можно полагать, что при температуре 700°С начинается насыщение исследованных титановых сплавов кислородом, а при 1000°С на их поверхности образуется сплошная оксидная пленка, выявляемая методом рентгеновской дифракции. Необходимо отметить, что при последующем механическом удалении оксидной пленки, имеющей характерный желтый цвет, дифракционные пики, соответствующие фазам TiO2 (101) и Ti3O5 (040), исчезают.

 

Рис. 4. График изменения отношения c/a кристаллической решетки α/αʹ-фазы в 3D-напечатанных образцах Ti–6Al–4V (1) и Ti–5Al–3Mo–V (2) в процессе нагрева до 1100°С и при последующем охлаждении.

 

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Выполнен сравнительный анализ микроструктуры и фазового состава образцов титановых сплавов Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V, полученных методом проволочной электронно-лучевой аддитивной технологии. Показано, что микроструктура образцов Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V состоит из столбчатых первичных β-зерен, поперечные размеры которых варьируются в пределах от 1 до 2 мм. Внутри первичных β-зерен наблюдаются мартенситная αʹ-фаза, при этом в образцах Ti–6Al–4V пластины α/αʹ-фазы толщиной 0.6 мкм сгруппированы в пакеты, в то время как в образцах Ti–5Al–3Mo–V формируется более тонкая игольчатая мартенситная структура αʹ-фазы. Показано, что характерной особенностью микроструктуры 3D-напечатанных титановых сплавов является наличие областей α'-фазы с повышенным содержанием β-стабилизирующих элементов и областей остаточной β-фазы с пониженным содержанием β-стабилизаторов.

Высокотемпературные in situ рентгеновские исследования показали, что при нагреве 3D-напечатанных образцов Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V имеет место распад мартенситной αʹ-фазы, сопровождающийся увеличением объемной доли остаточной β-фазы и образованием орторомбической αʹʹ-фазы. Температура начала развития αʹ→α+β+αʹʹ-превращения в образцах Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V составляет 600 и 400°С соответственно. Объемная доля αʹʹ-фазы при температуре 1000°С в образцах Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V достигает 14 и 10% соответственно.

Наличие кислорода в вакуумной камере обусловливает интенсивный рост отношения c/a-фазы α/αʹ при нагреве выше 700°С, снижение содержания β- и αʹʹ-фаз при температурах выше 900°С, а также подавление полиморфного α→β-превращения в 3D-напечатанных титановых сплавах Ti–6Al–4V и Ti–5Al–3Mo–V.

Работа выполнена в рамках государственного задания ИФПМ СО РАН, тема номер FWRW-2021-0010. Исследования выполнены с использованием оборудования ЦКП “Нанотех” ИФПМ СО РАН. В работе использовано оборудование ЦКП “СЦСТИ” на базе УНУ "Комплекс ВЭПП-4 – ВЭПП-2000" в ИЯФ СО РАН.

Авторы данной работы заявляют, что у них нет конфликта интересов.

×

About the authors

T. A. Lobova

Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS

Author for correspondence.
Email: tal@ispms.ru
Russian Federation, Tomsk, 634055

A. V. Panin

Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS; National Research Tomsk Polytechnic University

Email: tal@ispms.ru
Russian Federation, Tomsk, 634055; Tomsk, 634050

O. B. Perevalova

Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS

Email: tal@ispms.ru
Russian Federation, Tomsk, 634055

M. S. Syrtanov

National Research Tomsk Polytechnic University

Email: tal@ispms.ru
Russian Federation, Tomsk, 634050

References

  1. Veiga C., Davim J.P., Lourerio A. Properties and applications of titanium alloys: a brief review // Rev. Adv. Mater. Sci. 2012. V. 32. P. 133–148.
  2. Williams J.C., Boyer R.R. Opportunities and Issues in the Application of Titanium Alloys for Aerospace Components // Metals. 2020. 10(6). P. 705.
  3. Vafadar A., Guzzomi F., Rassau A., Hayward K. Advances in Metal Additive Manufacturing: A Review of Common Processes, Industrial Applications, and Current Challenges // Appl. Sci. 2021. 11(13). P. 1213.
  4. Wanjara P., Watanabe K., Formanoir C., Yang Q., Bescond C., Godet S., Brochu M., Nezaki K., Gholipour J., Patnaik P. Titanium Alloy Repair with Wire-Feed Electron Beam Additive Manufacturing Technology // Adv. Mater. Sci. Eng. 2019. 3979471. P. 23.
  5. Ding D., Pan Z., Cuiuri D., Li H. Wire-feed additive manufacturing of metal components: technologies, developments and future interests // Int. J. Adv. Manuf. Technol. 2015. V. 81. P. 465–481.
  6. Колубаев Е.А., Рубцов В.Е., Чумаевский А.В., Астафурова Е.Г. Научные подходы к микро-, мезо- и макроструктурному дизайну объемных металлических и полиметаллических материалов с использованием метода электронно-лучевого аддитивного производства // Физ. мезомех. 2022. Т. 25. № 4. С. 5–18.
  7. Xu J., Zhu J., Fan J., Zhou Q., Peng Y., Guo S. Microstructure and mechanical properties of Ti-6Al-4V alloy fabricated using electron beam freeform fabrication // Vacuum. 2019. 167. P. 364–373.
  8. Present S.J., Taminger K.M., Domack C.S., Hemker K.J. The Inhomogeneous Microstructure and Mechanical Properties of Ti-6Al-4V Additively Manufactured by Electron Beam Freeform Fabrication // Metall. Mater. Trans. A. 2023. V. 54. P. 312–319.
  9. Ter Haar G.M., Becker T.H. Selective Laser Melting Produced Ti-6Al-4V: Post-Process Heat Treatments to Achieve Superior Tensile Properties // Materials. 2018. V. 11(1). P. 146.
  10. Zhang C., Zou D., Mazur M., Mo J.P.T., Li G., Ding S. The State of the Art in Machining Additively Manufactured Titanium Alloy Ti-6Al-4V // Materials. 2023. 16. P. 2583.
  11. Панин А.В., Казаченок М.С., Казанцева Л.А., Перевалова О.Б., Мартынов С.А. Изменение микроструктуры и фазового состава 3D-напечатанного сплава Ti-6Al-4V при механическом нагружении // ФММ. 2023. Т. 124. № 2. С. 226–232.
  12. Malinov S., Sha W., Guo Z., Tang C.C., Long A.E. Synchrotron X-ray diffraction study of the phase transformations in titanium alloys // Mater. Charact. 2002. V. 48. P. 279–295.
  13. Perevalova O.B., Syrtanov M.S. In situ study of phase transformations in electron beam additive manufactured Ti-6Al-4V titanium alloy by high temperature synchrotron X-ray diffraction and TEM // J. Alloys Compd. 2022. V. 917. P. 165463.
  14. Perevalova O.B., Panin A.V., Syrtanov M.S. In Situ Synchrotron Study of the Phase Transformations in Ti-5.7Al-1.6V-3Mo Titanium Alloy at High Temperature // J. Mater. Eng. Perform. 2023.
  15. Gornakova A.S., Straumal A.B., Khodos I.I., Gnesin I.B., Mazilkin A.A., Afonikova N.S., Straumal B.B. Effect of composition, annealing temperature, and high pressure torsion on structure and hardness of Ti–V and Ti–V–Al alloys // J. Appl. Phys. 2019. V. 125. P. 082522.
  16. Wang C.H., Yang C.D., Liu M., Li X., Hu P.F., Russell A.M., Cao G.H. Martensitic microstructures and mechanical properties of as-quenched metastable β-type Ti–Mo alloys // J. Mater. Sci. 2016. V. 51. P. 6886–6896.
  17. Lütjering G., Williams J.C. Titanium. 2nd ed. Springer. Berlin. Heidelberg. 2007. P. 27–31.
  18. Frary M., Abkowitz S., Abkowitz S.M., Dunand D.C. Microstructure and mechanical properties of Ti/W and Ti-6Al-4V/W composites fabricated by powder-metallurgy // Mater. Sci. Eng.: A. 2003. V. 344. P. 103–112.
  19. Bignon M., Bertrand E., Tancret F., Rivera-Díaz-del-Castillo P.E.J. Modelling martensitic transformation in titanium alloys: The influence of temperature and deformation // Materialia. 2019. V. 7. P. 100382.
  20. Kumar M.S., Begum S.R., Vasumathi M., Nguyen С.C., Le Q.V. Influence of molybdenum content on the microstructure of spark plasma sintered titanium alloys // Synth. Sinter. 2021. V. 1(1). P. 41–47.

Supplementary files

Supplementary Files
Action
1. JATS XML
Download
2. Fig. 1. Optical images (a, g), EBSD maps (b, d) and TEM images (c, f) of the structure of 3D-printed titanium alloys Ti–6Al–4V (a, b, c) and Ti–5Al–3Mo–V (d, d, f).

Download (677KB)
Indexing metadata
3. Fig. 2. Sections of the diffraction patterns of 3D-printed Ti–6Al–4V (a) and Ti–5Al–3Mo–V (b) samples obtained during heating to 1100°C and subsequent cooling.

Download (701KB)
Indexing metadata
4. Fig. 3. Graphs of changes in the volume fractions of second phases in 3D-printed samples of Ti–6Al–4V (a) and Ti–5Al–3Mo–V (b) during heating to 1100°C and subsequent cooling.

Download (160KB)
Indexing metadata
5. Fig. 4. Graph of the change in the c/a ratio of the crystal lattice of the α/αʹ phase in 3D-printed samples of Ti–6Al–4V (1) and Ti–5Al–3Mo–V (2) during heating to 1100°C and subsequent cooling.

Download (90KB)
Indexing metadata


Согласие на обработку персональных данных с помощью сервиса «Яндекс.Метрика»

1. Я (далее – «Пользователь» или «Субъект персональных данных»), осуществляя использование сайта https://journals.rcsi.science/ (далее – «Сайт»), подтверждая свою полную дееспособность даю согласие на обработку персональных данных с использованием средств автоматизации Оператору - федеральному государственному бюджетному учреждению «Российский центр научной информации» (РЦНИ), далее – «Оператор», расположенному по адресу: 119991, г. Москва, Ленинский просп., д.32А, со следующими условиями.

2. Категории обрабатываемых данных: файлы «cookies» (куки-файлы). Файлы «cookie» – это небольшой текстовый файл, который веб-сервер может хранить в браузере Пользователя. Данные файлы веб-сервер загружает на устройство Пользователя при посещении им Сайта. При каждом следующем посещении Пользователем Сайта «cookie» файлы отправляются на Сайт Оператора. Данные файлы позволяют Сайту распознавать устройство Пользователя. Содержимое такого файла может как относиться, так и не относиться к персональным данным, в зависимости от того, содержит ли такой файл персональные данные или содержит обезличенные технические данные.

3. Цель обработки персональных данных: анализ пользовательской активности с помощью сервиса «Яндекс.Метрика».

4. Категории субъектов персональных данных: все Пользователи Сайта, которые дали согласие на обработку файлов «cookie».

5. Способы обработки: сбор, запись, систематизация, накопление, хранение, уточнение (обновление, изменение), извлечение, использование, передача (доступ, предоставление), блокирование, удаление, уничтожение персональных данных.

6. Срок обработки и хранения: до получения от Субъекта персональных данных требования о прекращении обработки/отзыва согласия.

7. Способ отзыва: заявление об отзыве в письменном виде путём его направления на адрес электронной почты Оператора: info@rcsi.science или путем письменного обращения по юридическому адресу: 119991, г. Москва, Ленинский просп., д.32А

8. Субъект персональных данных вправе запретить своему оборудованию прием этих данных или ограничить прием этих данных. При отказе от получения таких данных или при ограничении приема данных некоторые функции Сайта могут работать некорректно. Субъект персональных данных обязуется сам настроить свое оборудование таким способом, чтобы оно обеспечивало адекватный его желаниям режим работы и уровень защиты данных файлов «cookie», Оператор не предоставляет технологических и правовых консультаций на темы подобного характера.

9. Порядок уничтожения персональных данных при достижении цели их обработки или при наступлении иных законных оснований определяется Оператором в соответствии с законодательством Российской Федерации.

10. Я согласен/согласна квалифицировать в качестве своей простой электронной подписи под настоящим Согласием и под Политикой обработки персональных данных выполнение мною следующего действия на сайте: https://journals.rcsi.science/ нажатие мною на интерфейсе с текстом: «Сайт использует сервис «Яндекс.Метрика» (который использует файлы «cookie») на элемент с текстом «Принять и продолжить».