RU2606685C1 - Способ термомеханической обработки литых (γ+α2)- интерметаллидных сплавов на основе алюминида титана γ-TiAl - Google Patents
Способ термомеханической обработки литых (γ+α2)- интерметаллидных сплавов на основе алюминида титана γ-TiAl Download PDFInfo
- Publication number
- RU2606685C1 RU2606685C1 RU2015135512A RU2015135512A RU2606685C1 RU 2606685 C1 RU2606685 C1 RU 2606685C1 RU 2015135512 A RU2015135512 A RU 2015135512A RU 2015135512 A RU2015135512 A RU 2015135512A RU 2606685 C1 RU2606685 C1 RU 2606685C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- deformation
- temperature
- workpiece
- cast
- recrystallized
- Prior art date
Links
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 25
- 229910006281 γ-TiAl Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 12
- 239000001995 intermetallic alloy Substances 0.000 title claims abstract description 6
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 title claims abstract description 4
- 229910021324 titanium aluminide Inorganic materials 0.000 title description 10
- OQPDWFJSZHWILH-UHFFFAOYSA-N [Al].[Al].[Al].[Ti] Chemical compound [Al].[Al].[Al].[Ti] OQPDWFJSZHWILH-UHFFFAOYSA-N 0.000 title description 7
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 19
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims abstract description 11
- 238000001816 cooling Methods 0.000 abstract description 10
- 239000000463 material Substances 0.000 abstract description 9
- 238000000137 annealing Methods 0.000 abstract description 5
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 abstract description 2
- 239000011265 semifinished product Substances 0.000 abstract description 2
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract 1
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 abstract 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 38
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 38
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 18
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 18
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 14
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 10
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 8
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 7
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 description 7
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 7
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 7
- 230000008569 process Effects 0.000 description 4
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 3
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910021325 alpha 2-Ti3Al Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 2
- 238000010275 isothermal forging Methods 0.000 description 2
- 239000000047 product Substances 0.000 description 2
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 2
- 238000004626 scanning electron microscopy Methods 0.000 description 2
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910021362 Ti-Al intermetallic compound Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910010038 TiAl Inorganic materials 0.000 description 1
- UQZIWOQVLUASCR-UHFFFAOYSA-N alumane;titanium Chemical compound [AlH3].[Ti] UQZIWOQVLUASCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 1
- 230000004888 barrier function Effects 0.000 description 1
- 238000010193 dilatometric analysis Methods 0.000 description 1
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 description 1
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 1
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000004807 localization Effects 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000004663 powder metallurgy Methods 0.000 description 1
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 1
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 238000007493 shaping process Methods 0.000 description 1
- 229910021332 silicide Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000007858 starting material Substances 0.000 description 1
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 1
- 238000000844 transformation Methods 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
- C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
- C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
- B21J5/00—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Forging (AREA)
Abstract
Изобретение относится к области металлургии, а именно к обработке давлением и может быть использовано для получения из этих материалов заготовок, полуфабрикатов и изделий с регламентированной структурой, используемых в аэрокосмической и автомобильной технике. Способ термомеханической обработки заготовок из литых (γ+α2)-интерметаллидных сплавов на основе γ-TiAl включает нагрев и деформацию. Перед нагревом и деформацией заготовку подвергают отжигу при температуре в диапазоне от Тα-100°С до Тα+100°С в течение не менее 10 минут, где Тα - температура α↔γ превращения. Затем проводят охлаждение заготовки со скоростью 5-100°С/с до комнатной температуры, осуществляют нагрев в (γ+α2)-фазовую область до температуры ниже на 5-200°С температуры эвтектоидного превращения и деформацию в изотермических условиях со скоростью деформации 10-1-10-4 С-1 и степенью деформации е не менее 0,7, после чего проводят охлаждение заготовки со скоростью 5-100°С/с до комнатной температуры. Снижается напряжение течения при деформации, обеспечивается мелкозернистая структура. 5 ил., 11 пр.
Description
Изобретение относится к области обработки металлов и сплавов давлением, а именно к технологии обработки давлением β-затвердевающих (γ+α2)-интерметаллидных сплавов на основе γ-TiAl, полученных литьем. Оно может быть использовано в аэрокосмической и автомобильной технике для получения из этих материалов заготовок, полуфабрикатов и изделий с регламентированной структурой.
Интерметаллидные β-затвердевающие сплавы на основе алюминида титана γ-TiAl обладают уникальным сочетанием жаропрочности, жаростойкости, модуля упругости и низкой плотности. Это делает их весьма привлекательными для использования в качестве высокотемпературных конструкционных материалов. Однако основной причиной, сдерживающей их широкое применение, является низкая пластичность при пониженных температурах. Одной из причин подобного поведения служит тот факт, что в литом состоянии сплавы состоят из колоний, содержащих чередующиеся пластины γ- и α2-фаз, которые являются эффективными барьерами для деформации [GammaTitaniumAluminideAlloys: ScienceandTechnology / F. Appel, et al. Wiley-VCHVerlag&Co. KGaA, Weinheim, 2011. 745 р.]. Поэтому одним из возможных способов повышения пластичности в этих материалах может служить формирование в них равноосного мелкозернистого состояния за счет развития процессов рекристаллизации при горячей деформации. В результате чего может стать возможным и проведение операций формообразования для получения изделий с помощью методов горячей пластической деформации. Таким образом, измельчение структуры сплавов имеет важное практическое значение.
На данный момент известно несколько способов обработки литых интерметаллидных γ+α2-сплавов методами горячей деформации, обеспечивающих получение мелкозернистой структуры.
Известен способ проведения горячей деформации в γ+α-фазовой области [Т.K. На, J.Y. Jung, A study on the hot workability of a cast Ti-Al intermetallic compound // Materials Science and Engineering A, 449-451 (2007), 139-143.; S.L. Semiatin, J.C. Chestnutt, C. Austin, et al. Processing of Intermetallic Alloys, in Structural Intermetallics (Warrendale, PA: TMS) (1997) 263-276]. При температурах в γ+α-фазовой области сплавы обладают хорошей пластичностью, обеспечивающей деформацию без разрушения даже при повышенных скоростях деформации. Однако недостатками данного способа является сильная неоднородность получаемой структуры, большой размер рекристаллизованных зерен, обязательное использование защитной оболочки, а также необходимость применения дорогостоящего штампового инструмента.
Известен способ получения регламентированной структуры в сплавах на основе алюминидов титана γ-TiAl и α2-Ti3Al, включающий в себя деформации в две стадии [Патент РФ № RU 2203976 С2 от 10.05.2003 «Способ обработки литых заэвтектоидных сплавов на основе алюминидов титана γ-TiAl и α2-Ti3Al»]. На первой заготовку в оболочке нагревают выше эвтектоидной температуры и деформируют одноосным сжатием в квазиизотермических условиях с высокой скоростью деформации. Вторую стадию проводят в изотермических условиях ниже эвтектоидной температуры с низкой скоростью деформации. Недостатками приведенного технического решения является высокая трудоемкость и стоимость обработки, а также получаемая неоднородность микроструктуры: в структуре присутствуют остатки литой пластинчатой составляющей.
Известен способ обработки сплавов на основе алюминидов титана TiAl и Ti3Al, полученных литьем или методом порошковой металлургии путем многостадийной изотермической ковки в γ+α2-фазовой области [Патент РФ № RU 2164263 С2 от 20.03.2001 «Способ обработки заготовок из заэвтектоидных γ+α2 сплавов»]. Способ предусматривает нагрев и деформацию в интервале температур 700-Те°С, где Те - температура эвтектоидного превращения за i этапов, за n переходов на каждом этапе, с суммарной степенью деформации Σε, обеспечивающей измельчение размера зерен за счет рекристаллизации, при этом температуру Ti и скорость деформации 
заготовки на каждом этапе определяют по результатам испытаний Ni образцов, имеющих размер зерен колоний di, причем di=dзаг, одноосным сжатием в изотермических условиях в указанном температурно-скоростном интервале, с учетом размера рекристаллизованных зерен и удельного рекристаллизованного объема, а количество этапов определяют исходя из последовательного уменьшения размера зерен в исходной заготовке до требуемого значения. Использование такой обработки позволило получить в сплавах Ti-48Al-2Nb-2Cr, Ti-46Al-2Nb-2Cr-1Ta однородную субмикрокристаллическую микроструктуру.
Данный способ принят за прототип предлагаемого изобретения.
Недостатками способа является то, что для него характерны высокие трудозатраты за счет проведения многостадийной изотермической ковки и с его помощью можно получить однородную субмикрокристаллическую микроструктуру только в заготовках сплавов Ti-48Al-2Nb-2Cr и Ti-46Al-2Nb-2Cr-1Ta, не относящихся к β-затвердевающим сплавам.
Задачей изобретения является разработка и создание способа обработки литых заготовок из β-затвердевающих (γ+α2)-интерметаллидных сплавов на основе алюминида титана γ-TiAl, который бы позволил получить в них однородную мелкозернистую структуру посредством одностадийного термомеханического воздействия.
Технический результат изобретения заключается в снижении напряжений течения при деформации, что обеспечивает получение однородной мелкозернистой структуры с размером рекристаллизованных зерен не более 10 мкм в заготовках из β-затвердевающих сплавов на основе алюминида титана γ-TiAl.
Задача изобретения решается предложенным способом обработки β-затвердевающих литых сплавов на основе алюминида титана γ-TiAl, заключающимся в нагреве и деформации, в который внесены следующие новые признаки: заготовку подвергают отжигу в течение не менее 10 минут при температуре в диапазоне от Тα-100°С, до Тα+100°С, где Тα - температура α↔γ превращения, затем охлаждают со скоростью 5-100°С/с до комнатной температуры, далее нагревают в γ+α2-фазовую область до температуры ниже на 5-200°С температуры эвтектоидного превращения и проводят деформационную обработку в изотермических условиях со скоростями деформации 10-1-10-4 с-1 и степенью деформации е не менее 0,7, после чего заготовку охлаждают со скоростью 5-100°С/с до комнатной температуры.
Осуществление изобретения.
Литую заготовку сплава Ti-44Al-4(V,Nb,Zr)-0,2(В), легированного редкоземельными металлами (далее РЗМ), подвергают отжигу в высокотемпературной однофазной α-области или двухфазной α-+γ-области, выбор температуры превращения Тα±100°С, где Тα - температура α↔γ,обусловлен количеством и размерами образовавшейся α-фазы, что повышает деформируемость сплава. Минимальное время выдержки не менее 10 минут, но для обеспечения достаточного прогрева заготовки и необходимости обеспечения полноты протекания превращения γ+α2→α время выдержки определяют в зависимости от габаритов заготовки и температуры отжига, причем выдержка при максимальном времени не должна приводить к сильному росту образовавшихся α-зерен. После отжига проводят охлаждение до комнатной температуры с высокими скоростями 5-100°С/с, обеспечивающими торможение кинетики эвтектоидного превращения α→γ+α2 и сохранения в структуре глобулярных α-зерен. В результате проведения отжига и закалки структура меняет свою морфологию: вместо пластинчатых колоний в сплаве содержатся α-зерна и небольшое количество неравновесных γ-зерен равноосной формы. Это будет способствовать понижению напряжений течения при последующей деформации. После термической обработки проводят деформационную обработку со скоростями деформации 10-1-10-4 с-1 в γ+α2-фазовой области в интервале температур ниже на 5-200°С температуры эвтектоидного превращения Те. Снижение температуры деформации и напряжений течения позволяет использовать в качестве штампового материала относительно дешевые жаропрочные сплавы на никелевой основе. Кроме того, при этих температурах все существующие фазы γ, α2 и при наличии β-фаза являются упорядоченными, их деформационные характеристики становятся ближе друг к другу, что способствует формированию более однородной мелкозернистой структуры. Однако деформационная способность сплава остается на низком уровне, поэтому обработку необходимо проводить в изотермических условиях, обеспечивая поддержание температуры заготовки в процессе деформации на уровне температуры нагрева под деформацию. Цель деформационной обработки - получение измельченной структуры во всем объеме заготовки и достижение необходимого размера зерен за счет протекания процессов рекристаллизации глобулярной структуры, сформированной за счет предварительной термической обработки. Верхний предел скорости деформации ограничивается деформируемостью слитка. Нижний предел скорости деформации определяется кинетикой роста частиц γ- и α2-фаз. Температура деформации выбирается из условия сохранения сплошности материала и эффективного измельчения микроструктуры благодаря динамической рекристаллизации. Степень деформации е выбирают не менее 0,7 для обеспечения полноты протекания процессов рекристаллизации. При этом надо учитывать, что увеличение скорости деформации ведет к повышению локализации деформации и большей структурной неоднородности, таким образом, для получения однородной структуры требуются более высокие степени деформации. После деформации рекомендуется проводить охлаждение до комнатной температуры со скоростями 5-100°С/с, что подавляет рост зерен в результате метадинамической рекристаллизации.
В качестве исходного материала целесообразно применять сплавы, содержащие равномерно распределенные частицы, такие как бориды, силициды, карбиды и пр., которые сдерживают рост α- и γ-зерен при термической обработке в α+γ-фазовой области, способствуя развитию процессов рекристаллизации и обеспечивая достижения более однородной микроструктуры.
При анализе уровня техники по патентным и научно-техническим источникам информации, касающимся способов обработки литых интерметаллидных γ+α2-сплавов на основе алюминида титана γ-TiAl, полученных литьем методами горячей деформации, не было обнаружено решение, характеризующееся признаками, идентичными всем существующим признакам заявляемого изобретения. Следовательно, заявляемое изобретение соответствует условию «новизна».
При анализе отличительных признаков было выявлено, что заявленное изобретение не вытекает явным образом из известного уровня техники. Таким образом, заявляемое изобретение соответствует условию «изобретательский уровень».
Изобретение иллюстрируется следующими материалами:
Фиг. 1. Изображение микроструктуры сплава Ti-44Al-4(V,Nb,Zr)-0,2(B), легированного РЗМ, в литом состоянии, полученное при помощи сканирующей электронной микроскопии(СЭМ).
Фиг. 2. Изображение микроструктуры сплава Ti-44Al-4(V,Nb,Zr)-0,2(B), легированного РЗМ, после отжига 1220°С/10 минут и последующего охлаждения на воздухе, полученное при помощи сканирующей электронной микроскопии(СЭМ).
Фиг. 3. Кривые напряжение - деформация образцов сплава Ti-44Al-4(V,Nb,Zr)-0,2(B), легированного РЗМ, при сжатии при температуре 1050°С и скорости деформации 10-3 с-1 в исходном литом и термообработанном в α+γ-фазовой области состояниях.
Фиг. 4. Изображение микроструктуры образцов сплава Ti-44Al-4(V,Nb,Zr)-0,2(B), легированного РЗМ, после одноосного сжатия при температуре 1050°С и скорости деформации 10-3 с-1: а - исходное литое состояние; б - термообработанное состояние.
Фиг. 5. Микроструктура образца сплава Ti-44Al-4(V,Nb,Zr)-0,2(B), легированного РЗМ, после термической обработки при 1220°С и одноосного сжатия при температуре 1050°С и скорости деформации 10-3 с-1.
Возможность осуществления изобретения поясняется примерами, которые даны на обработку литых интерметаллидных γ-+α2-сплавов. Предложенные примеры не исчерпывают возможностей способа в отношении получения деформированных заготовок с разным размером зерна и использования различных методов горячей деформации, например, таких как многоосевая деформация, равноканальное угловое прессование, горячая прокатка, штамповка, экструзия.
Обработке подвергали β-затвердевающий литой сплав системы Ti-44Al-4(V,Nb,Zr)-0,2(B), легированный РЗМ. На фиг. 1 представлена исходная микроструктура. Она содержит пластинчатые α2+γ колонии длиной 30 мкм и шириной 14 мкм. Методом дилатометрического анализа было установлено Те=1109°С, а Тα=1185°С. Для одноосного сжатия использовались образцы цилиндрической формы диаметром 10 мм и высотой 15 мм.
Пример 1. Образцы нагревали до температуры Тα+35°С, выдерживали в течение 10 минут, а затем закаливали на воздухе. В итоге была получена микроструктура, состоящая из глобулярных α-зерен, со средним размером 33×19 мкм (фиг. 2).После чего их деформировали одноосным сжатием в изотермических условиях при температуре Те-59°С со скоростью деформации 10-3 с-1 и степенью е=1, затем заготовку подвергали охлаждению со скоростью 5-100°С/с до комнатной температуры. На фиг. 3 представлены кривые напряжение - деформация литого и термообработанного в α-фазовой области образцов. Наглядно видно, что использование термообработки по предложенному режиму способствует снижению напряжений при сжатии. Пиковые напряжения уменьшаются с 430 МПа до 201 МПа для литого и термообработанного состояния, соответственно. Микроструктура образцов рекристаллизована и глобуляризована. Для деформированного литого образца микроструктура рекристаллизована и глобуляризована в примерно 65% объема заготовки, средний размер рекристаллизованных γ-зерен и α2-частиц составляет 0,5-0,9 мкм и 0,7-1,5 мкм, соответственно. Около 35% объема образца составляют остатки пластинчатой структуры, их размер не превышает 30 мкм (фиг. 4а). Рекристаллизованный объем термообработанного перед деформацией образца составляет 87%, а средний размер рекристаллизованных γ-зерен и α2-частиц составляет 1-2 мкм и 1,5-2,5 мкм, соответственно (фиг. 4б). Таким образом, предложенная обработка позволяет существенно снизить напряжения при деформации литого материала.
Пример 2. Образцы нагревали до температуры Тα+35°С, выдерживали в течение 10 минут, а затем закаливали на воздухе. В итоге была получена микроструктура, состоящая из глобулярных α-зерен, со средним размером 33×19 мкм (фиг. 2). После чего их деформировали одноосным сжатием в изотермических условиях при температуре Te-59°С со скоростью деформации 10-3 с-1 и степенью е=1, затем заготовку подвергали охлаждению со скоростью 5-100°С/с до комнатной температуры. Сплав демонстрирует низкие значения напряжений при деформации, пиковое напряжение составляет 104 МПа. После осадки микроструктура рекристаллизована в примерно 68% объема заготовки, средний размер рекристаллизованных γ-зерен и α2-частиц составляет 1,5-2 мкм и 2-3 мкм, соответственно (фиг. 5). Около 32% объема образца составляют остатки крупной глобулярной структуры, их размер не превышает 30×10 мкм.
Пример 3. Образцы нагревали до температуры Тα+10°С, выдерживали в течение 10 минут, а затем закаливали на воздухе. В итоге была получена микроструктура со средним размером α-зерен, равным 40 мкм. После чего их деформировали одноосным сжатием в изотермических условиях при температуре Te-60°С со скоростью деформации 10-3 с-1 и степенью е=1, затем заготовку подвергали охлаждению со скоростью 5-100°С/с до комнатной температуры. Сплав демонстрирует низкие значения напряжений при деформации, пиковое напряжение составляет 253 МПа. После осадки микроструктура рекристаллизована в примерно 63% объема заготовки, средний размер рекристаллизованных γ-зерен и α2-частиц составляет 1-2 мкм и 1,5-2,5 мкм, соответственно. Около 37% объема образца составляют остатки крупной глобулярной структуры, их размер не превышает 20 мкм.
Пример 4. Образцы нагревали до температуры Тα+100°С, выдерживали в течение 10 минут, а затем закаливали на воздухе. В итоге была получена микроструктура, состоящая из глобулярных зерен, со средним размером 60 мкм. Помимо α- в структуре наблюдается присутствие зерен β-фазы. После чего их деформировали одноосным сжатием в изотермических условиях при температуре Те-60°С со скоростью деформации 10-3 с-1 и степенью е=1, затем заготовку подвергали охлаждению со скоростью 5-100°С/с до комнатной температуры. Сплав демонстрирует низкие значения напряжений при деформации, пиковое напряжение составляет 275 МПа. После осадки микроструктура рекристаллизована в примерно 59% объема заготовки, средний размер рекристаллизованных γ-зерен, α2-частиц и β-зерен составляет 1,7-2,2 мкм, 1,9-2,8 мкм и 1,8-2,4 мкм, соответственно. Около 41% объема образца составляют остатки крупной глобулярной структуры, их размер не превышает 25 мкм.
Пример 5. Образцы нагревали до температуры Тα+10°С, выдерживали в течение 10 минут, закаляли в масле. После чего их деформировали одноосным сжатием в изотермических условиях при температуре Те-60°С со скоростью деформации 10-3 с-1 и степенью е=1, затем заготовку подвергали охлаждению со скоростью 5-100°С/с до комнатной температуры. Сплав демонстрирует низкие значения напряжений при деформации, пиковое напряжение составляет 210 МПа. Видно, что использование термической обработки способствует снижению напряжений при деформации. Пиковые напряжения уменьшаются с 430 МПа до 210 МПа для литого и термообработанного состояния, соответственно. После осадки микроструктура сплава рекристаллизована на 65% объема заготовки, средний размер рекристаллизованных γ-зерен и α2-частиц составляет 1,5-2 мкм и 2-3 мкм, соответственно. Около 35% объема образца составляют остатки крупной глобулярной структуры, их размер не превышает 30×10 мкм.
Пример 6. Образцы нагревали до температуры Тα+35°С, выдерживали в течение 10 минут, а затем закаливали на воздухе. После чего их деформировали одноосным сжатием в изотермических условиях при температуре Те-60°С со скоростью деформации 10-4 с-1 и степенью е=1, затем заготовку подвергали охлаждению со скоростью 5-100°С/с до комнатной температуры. Сплав демонстрирует низкие значения напряжений при деформации по сравнению с литым состоянием. Пиковое напряжение составляет 130 МПа, что на 120 МПа меньше чем в литом состоянии. После осадки микроструктура рекристаллизована в примерно 70% объема заготовки, средний размер рекристаллизованных γ-зерен и α2-частиц составляет 2-2,5 мкм и 3-5 мкм, соответственно. Около 30% объема образца составляют остатки крупной глобулярной структуры, их размер не превышает 25×10 мкм.
Пример 7. Образцы нагревали до температуры Тα+40°С, выдерживали в течение 10 минут, а затем закаливали на воздухе. В итоге была получена микроструктура, состоящая из глобулярных зерен, со средним размером 30 мкм. После чего их деформировали одноосным сжатием в изотермических условиях при температуре Те-60°С со скоростью деформации 10-1 с-1 и степенью е=1, затем заготовку подвергали охлаждению со скоростью 5-100°С/с до комнатной температуры. Сплав демонстрирует низкие значения напряжений при деформации, пиковое напряжение составляет 600 МПа. Термическая обработка позволила снизить пиковые напряжения на 250 МПа. После осадки микроструктура рекристаллизована в примерно 45% объема заготовки, средний размер рекристаллизованных γ-зерен и α2-частиц и β-зерен составляет 0,5-1 мкм и 0,7-1,1 мкм, соответственно. Около 55% объема образца составляют остатки крупной пластинчатой структуры, их размер не превышает 35 мкм.
Пример 8. Образцы нагревали до температуры Тα+40°С, выдерживали в течение 10 минут, а затем закаливали на воздухе. В итоге была получена микроструктура со средним размером α-зерен, равным 40 мкм. После чего их деформировали одноосным сжатием в изотермических условиях при температуре Те-200°С со скоростью деформации 10-3 с-1 и степенью е=1, затем заготовку подвергали охлаждению со скоростью 5-100°С/с до комнатной температуры. Пиковое напряжение составляет 750 МПа, что на 100 МПа меньше, чем в литом состоянии. После осадки микроструктура рекристаллизована в примерно 35% объема заготовки, средний размер рекристаллизованных γ-зерен и α2-частиц составляет 0,5-0,7 мкм и 0,6-0,9 мкм, соответственно. Около 65% объема образца составляют остатки пластинчатой структуры, их размер не превышает 30 мкм. В литом состоянии рекристаллизованный объем не превышает 15% объема заготовки.
Пример 9. Образцы нагревали до температуры Тα-100°С, выдерживали в течение 4 часов в α2+γ-фазовой области, а затем закаливали на воздухе. После чего их деформировали одноосным сжатием в изотермических условиях при температуре Те-60°С со скоростью деформации 10-3 с-1 и степенью е=1, затем заготовку подвергали охлаждению со скоростью 5-100°С/с до комнатной температуры. Сплав демонстрирует низкие значения напряжений при деформации, пиковое напряжение составляет 200 МПа. После осадки микроструктура рекристаллизована в примерно 60% объема заготовки, средний размер рекристаллизованных γ-зерен и α2-частиц составляет 1-1,2 мкм и 1,2-1,5 мкм, соответственно. Около 15% объема образца составляют остатки крупной глобулярной структуры, их размер не превышает 30×20 мкм.
Пример 10. Образцы нагревали до температуры Тα+40°С, выдерживали в течение 10 минут, а затем закаливали на воздухе. В итоге была получена микроструктура со средним размером α-зерен, равным 40 мкм. После чего деформировали одноосным сжатием в изотермических условиях при температуре Te-200°С со скоростью деформации 10-3 с-1 и степенью е=0,7,затем заготовку подвергали охлаждению со скоростью 5-100°С/с до комнатной температуры. Пиковое напряжение составляет 750 МПа, что на 100 МПа меньше, чем в литом состоянии. После осадки микроструктура рекристаллизована в примерно 30% объема заготовки, средний размер рекристаллизованных γ-зерен и α2-частиц составляет 0,7-0,9 мкм и 0,8-1 мкм, соответственно. Около 70% объема образца составляют остатки пластинчатой структуры, их размер не превышает 30 мкм. В литом состоянии рекристаллизованный объем не превышает 15% объема заготовки. Таким образом, предварительная термическая обработка позволяет увеличить рекристаллизованный объем в два раза по сравнению с состоянием без предварительной термической обработки.
Пример 11. Образцы нагревали до температуры Тα+40°С, выдерживали в течение 10 минут, а затем закаливали на воздухе. В итоге была получена микроструктура со средним размером α-зерен, равным 40 мкм. После чего их деформировали одноосным сжатием в изотермических условиях при температуре Te-200°С со скоростью деформации 10-3 с-1 и степенью е=0,5, затем заготовку подвергали охлаждению со скоростью 5-100°С/с до комнатной температуры. Пиковое напряжение составляет 750 МПа, что на 100 МПа меньше, чем в литом состоянии. После осадки микроструктура рекристаллизована в примерно 15% объема заготовки, средний размер рекристаллизованных γ-зерен и α2-частиц составляет 0,8-0,9 мкм и 0,9-1 мкм, соответственно. Около 85% объема образца составляют остатки пластинчатой структуры, их размер не превышает 30 мкм. В литом состоянии рекристаллизованный объем не превышает 15% объема заготовки. Таким образом, степени деформации е=0,5 не достаточно для достижения более высокой доли рекристаллизованных зерен, чем при деформации литого состояния.
Применение заявленного способа позволяет снизить напряжения течения и увеличить рекристаллизованный объем заготовки по сравнению с деформацией сплава на основе алюминида титана γ-TiAl в литом состоянии и получить однородную мелкозернистую структуру в заготовке.
Для достижения более низкого размера зерен деформацию можно проводить за несколько этапов с постепенным понижением температуры. Температуру последующего этапа деформации выбирают не выше предыдущего для сохранения получаемого размера зерна.
Claims (1)
- Способ термомеханической обработки заготовок из литых (γ+α2)-интерметаллидных сплавов на основе γ-TiAl, включающий нагрев и деформацию, отличающийся тем, что перед нагревом и деформацией заготовку подвергают отжигу при температуре в диапазоне от Тα-100°С до Тα+100°С в течение не менее 10 минут, где Тα - температура α↔γ превращения, затем проводят охлаждение заготовки со скоростью 5-100°С/с до комнатной температуры, осуществляют нагрев в (γ+α2)-фазовую область до температуры ниже на 5-200°С температуры эвтектоидного превращения и деформацию в изотермических условиях со скоростью деформации 10-1-10-4 С-1 и степенью деформации е не менее 0,7, после чего проводят охлаждение заготовки со скоростью 5-100°С/с до комнатной температуры.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2015135512A RU2606685C1 (ru) | 2015-08-24 | 2015-08-24 | Способ термомеханической обработки литых (γ+α2)- интерметаллидных сплавов на основе алюминида титана γ-TiAl |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2015135512A RU2606685C1 (ru) | 2015-08-24 | 2015-08-24 | Способ термомеханической обработки литых (γ+α2)- интерметаллидных сплавов на основе алюминида титана γ-TiAl |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2606685C1 true RU2606685C1 (ru) | 2017-01-10 |
Family
ID=58452553
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2015135512A RU2606685C1 (ru) | 2015-08-24 | 2015-08-24 | Способ термомеханической обработки литых (γ+α2)- интерметаллидных сплавов на основе алюминида титана γ-TiAl |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2606685C1 (ru) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN112048690A (zh) * | 2020-07-30 | 2020-12-08 | 西北工业大学 | 一种控制TiAl合金细晶组织的形变热处理方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5328530A (en) * | 1993-06-07 | 1994-07-12 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force | Hot forging of coarse grain alloys |
| US5442847A (en) * | 1994-05-31 | 1995-08-22 | Rockwell International Corporation | Method for thermomechanical processing of ingot metallurgy near gamma titanium aluminides to refine grain size and optimize mechanical properties |
| RU2203976C2 (ru) * | 2001-06-13 | 2003-05-10 | Институт проблем сверхпластичности металлов РАН | СПОСОБ ОБРАБОТКИ ЛИТЫХ ЗАЭВТЕКТОИДНЫХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИДОВ ТИТАНА γ-TiAl И α-Ti3Al |
| RU2503738C2 (ru) * | 2012-03-02 | 2014-01-10 | Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт проблем сверхпластичности металлов Российской академии наук (ИПСМ РАН) | СПОСОБ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ ЛИТЫХ ЗАГОТОВОК ИЗ ЗАЭВТЕКТОИДНЫХ ИНТЕРМЕТАЛЛИДНЫХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ ФАЗ γ-TiAl+α2-Ti3Al |
-
2015
- 2015-08-24 RU RU2015135512A patent/RU2606685C1/ru active
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5328530A (en) * | 1993-06-07 | 1994-07-12 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force | Hot forging of coarse grain alloys |
| US5442847A (en) * | 1994-05-31 | 1995-08-22 | Rockwell International Corporation | Method for thermomechanical processing of ingot metallurgy near gamma titanium aluminides to refine grain size and optimize mechanical properties |
| RU2203976C2 (ru) * | 2001-06-13 | 2003-05-10 | Институт проблем сверхпластичности металлов РАН | СПОСОБ ОБРАБОТКИ ЛИТЫХ ЗАЭВТЕКТОИДНЫХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИДОВ ТИТАНА γ-TiAl И α-Ti3Al |
| RU2503738C2 (ru) * | 2012-03-02 | 2014-01-10 | Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт проблем сверхпластичности металлов Российской академии наук (ИПСМ РАН) | СПОСОБ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ ЛИТЫХ ЗАГОТОВОК ИЗ ЗАЭВТЕКТОИДНЫХ ИНТЕРМЕТАЛЛИДНЫХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ ФАЗ γ-TiAl+α2-Ti3Al |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN112048690A (zh) * | 2020-07-30 | 2020-12-08 | 西北工业大学 | 一种控制TiAl合金细晶组织的形变热处理方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6576379B2 (ja) | チタン−アルミニウム基合金から成る部材の製造方法及び部材 | |
| Niu et al. | Microstructure evolution and mechanical properties of a novel beta γ-TiAl alloy | |
| Zherebtsov et al. | Production of submicrocrystalline structure in large-scale Ti–6Al–4V billet by warm severe deformation processing | |
| Niu et al. | High temperature deformation behaviors of Ti-45Al-2Nb-1.5 V-1Mo-Y alloy | |
| US5032189A (en) | Method for refining the microstructure of beta processed ingot metallurgy titanium alloy articles | |
| CN112048690B (zh) | 一种控制TiAl合金细晶组织的形变热处理方法 | |
| WO2007142837A1 (en) | Method of producing high strength, high stiffness and high ductility titanium alloys | |
| Song et al. | Subtransus deformation mechanisms of TC11 titanium alloy with lamellar structure | |
| Huber et al. | Influence of process parameter variation during thermo-mechanical processing of an intermetallic β-stabilized γ-TiAl based alloy | |
| JP2009215631A (ja) | ＴｉＡｌ基合金及びその製造方法並びにそれを用いた動翼 | |
| Kong et al. | High temperature deformation behavior of Ti–46Al–2Cr–4Nb–0.2 Y alloy | |
| Bambach et al. | Isothermal forging of titanium aluminides without beta-phase—Using non-equilibrium phases produced by spark plasma sintering for improved hot working behavior | |
| US10011885B2 (en) | Methods for producing titanium and titanium alloy articles | |
| Emdadi et al. | Hot deformation behavior of a spark plasma sintered Fe-25Al-1.5 Ta alloy with strengthening Laves phase | |
| Ibrahim et al. | Microstructure and mechanical properties of cast and heat treated Ti–6.55 Al–3.41 Mo–1.77 Zr alloy | |
| Song et al. | Dynamic globularization prediction during cogging process of large size TC11 titanium alloy billet with lamellar structure | |
| JP7233659B2 (ja) | 熱間鍛造用のチタンアルミナイド合金材及びチタンアルミナイド合金材の鍛造方法並びに鍛造体 | |
| Qiang et al. | Thermally-induced α→ β phase transformation interweaving with abnormal α grain growth in hot extruded TNM alloy | |
| RU2606685C1 (ru) | Способ термомеханической обработки литых (γ+α2)- интерметаллидных сплавов на основе алюминида титана γ-TiAl | |
| Babu et al. | On the microstructural homogeneity and mechanical properties of Al 6063 alloy processed by the cyclic expansion extrusion process | |
| CA2042457C (en) | Method of treatment of metal matrix composites | |
| WO2009102233A1 (ru) | Способ штамповки заготовок из наноструктурных титановых сплавов | |
| Huber et al. | Near conventional forging of an advanced TiAl alloy | |
| Huang | Workability and microstructure evolution of Ti–47Al–2Cr–1Nb alloy during isothermal deformation | |
| RU2345173C1 (ru) | Способ получения сверхпластичных листов из алюминиевых сплавов системы алюминий-магний-литий |