RU2664346C1 - Способ получения заготовки из титановых сплавов для изделий, испытывающих переменные механические нагрузки - Google Patents
Способ получения заготовки из титановых сплавов для изделий, испытывающих переменные механические нагрузки Download PDFInfo
- Publication number
- RU2664346C1 RU2664346C1 RU2017116698A RU2017116698A RU2664346C1 RU 2664346 C1 RU2664346 C1 RU 2664346C1 RU 2017116698 A RU2017116698 A RU 2017116698A RU 2017116698 A RU2017116698 A RU 2017116698A RU 2664346 C1 RU2664346 C1 RU 2664346C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- billet
- temperature
- workpiece
- forging
- titanium alloy
- Prior art date
Links
- 229910001069 Ti alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 28
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title abstract description 8
- 238000005242 forging Methods 0.000 claims abstract description 40
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims abstract description 18
- 230000007704 transition Effects 0.000 claims abstract description 8
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 claims abstract description 7
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 6
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 20
- 238000012360 testing method Methods 0.000 claims description 5
- 238000000844 transformation Methods 0.000 claims description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 abstract description 9
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 6
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 2
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 2
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 36
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 36
- 239000000047 product Substances 0.000 description 10
- 208000010392 Bone Fractures Diseases 0.000 description 9
- 206010017076 Fracture Diseases 0.000 description 9
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 8
- 125000004122 cyclic group Chemical group 0.000 description 7
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 7
- 239000000463 material Substances 0.000 description 7
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 6
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 5
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 4
- 238000011161 development Methods 0.000 description 4
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 4
- 230000008569 process Effects 0.000 description 4
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 4
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 4
- 208000013201 Stress fracture Diseases 0.000 description 3
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 3
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 3
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 3
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 3
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 3
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 3
- 230000009471 action Effects 0.000 description 2
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 2
- 102220631336 NCK-interacting protein with SH3 domain_C21F_mutation Human genes 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 229910052729 chemical element Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 1
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 1
- 230000002950 deficient Effects 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000013467 fragmentation Methods 0.000 description 1
- 238000006062 fragmentation reaction Methods 0.000 description 1
- 210000004602 germ cell Anatomy 0.000 description 1
- 229910001234 light alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 239000002086 nanomaterial Substances 0.000 description 1
- 239000011148 porous material Substances 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 239000011265 semifinished product Substances 0.000 description 1
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 238000005382 thermal cycling Methods 0.000 description 1
- 238000002604 ultrasonography Methods 0.000 description 1
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
- 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 получению заготовки из (α+β)-титановых сплавов для изделий, испытывающих переменные механические нагрузки, и может быть использовано для изготовления изделий, имеющих высокую энергоемкость. Способ получения заготовки из (α+β)-титановых сплавов для изделий, испытывающих переменные механические нагрузки, включает многоэтапную ковку заготовки. На первом и третьем этапах ковки заготовку из титанового сплава нагревают до температуры T, которая выше температуры полного полиморфного превращения T+40≤T≤T+130, где Т- температура фазового альфа-бета перехода. На втором этапе нагревают заготовку из титанового сплава до температуры Т, которая ниже полиморфного превращения Т-60≤Т≤Т. На всех этапах ковку проводят с деформацией 1,1-1,5 в течение 10-20 мин при вращении заготовки вокруг своей оси по схеме, включающей один полный оборот заготовки с поворотом на 90°, второй полный оборот с поворотом заготовки на 45°, третий полный оборот с поворотом заготовки на 22°. После каждого этапа проводят закалку или охлаждение заготовки в воде. При этом после третьего этапа все последующие этапы ковки проводят при нагреве заготовки до температуры Т-60≤Т≤Ти с деформацией 1,1-1,6 в течение 10-20 мин при повороте заготовки вокруг своей оси на 90°. Этапы ковки, проводимые после третьего этапа, повторяют до получения равномерной, мелкодисперсной микроструктуры с размером зерна (0,5-5,0) мкм, содержащей равноосную α-фазу в количестве 40-80% в трансформированной β-матрице без образования непрерывной сетки α-фазы на границах β зерен, затем полученную заготовку подвергают отжигу при температуре (830-870)°С в течение 40-80 мин и охлаждают. Полученные заготовки имеют высокие значения предела прочности и предела текучести. 3 табл.
Description
Изобретение относится к области технологических процессов термомеханической обработки сплавов на основе титана с (α+β) структурой и может быть использовано для создания заготовок, имеющих высокую энергоемкость, мелкодисперсную микроструктуру с размером зерна (0,5-5,0) мкм, для изделий, испытывающих переменные механические нагрузки.
Известно техническое решение, в котором проведены исследования титанового сплава, для использования в качестве волноводов высокоамплитудных акустических систем. Волновод испытывает высокочастотные переменные напряжения сжатия и растяжения. В данной работе исследовался промышленный сплав ПТ-3В (4,66 масс. % Al, 1,92 масс. % V) с исходной крупнозернистой структурой (200-400) мкм и ультрамелкозернистой (УМЗ) структурой 0,37 мкм, полученной методом интенсивной пластической деформации - методом всестороннего прессования в интервале температур 1073-773 К. Данный сплав широко используется для изготовления акустических волноводов, ультразвуковых систем различного назначения (Е.Н. Найденкин и др. «Титановый сплав ПТ-3В с ультрадисперсной структурой для волноводов высокоамплитудных акустических систем». Вопросы материаловедения, 2009 г. №4, стр. 15-19). Выполнено сравнительное исследование структуры, механических и акустических свойств сплава ПТ-3В в крупнокристаллическом и ультрамелкозернистом состояниях. Методом всестороннего прессования в титановом сплаве ПТ-3В была сформирована однородная ультрамелкозернистой структура со средним размером элементов зеренно-субзеренной структуры 0,37 мкм. В результате существенно повысились механические свойства исследуемого материала. Так, микротвердость ультрамелкозернистого сплава увеличивается примерно на 25%, а разрушение волноводов из этого материала происходит при подводимой мощности ультразвука, в 1,5-2 раза большей по сравнению с волноводом из крупнозернистого сплава. Значительно увеличивается ресурс работы при многоцикловой нагрузке таких волноводов в условиях повышенной плотности мощности ультразвуковой системы.
Недостаток использования сплавов на основе титана ПТ-3В в качестве волновода заключается в недостаточном ресурсе работы в условиях повышенной частоты ультразвуковых колебаний (УЗК).
Традиционно упрочнение титановых сплавов достигается их легированием, термомеханической обработкой, т.е. за счет управления химическим составом и фазово-структурными превращениями. Новым эффективным способом повышения физико-механических свойств промышленных металлов и сплавов является создание в них ультрамелкозернистых (УМЗ) структур с использованием методов интенсивной пластической деформации (ИПД), которые позволяют достигать очень больших пластических деформаций при относительно низких температурах (обычно 0,3…0,4Тпл, К) в условиях высоких приложенных давлений (Валиев Р.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, подвергнутые интенсивной пластической деформации. М.: Логос, 2000. - 272 с.). Проведенные исследования (Малыгин Г.А. Физика твердого тела. 6 (49), стр. 961-982, 2007 г.) показывают, что получение ультрамелкозернистой структуры со средним размером зерна менее 1 мкм в конструкционных сплавах позволяет, с одной стороны, значительно повысить их характеристики прочности, сопротивление усталости, износостойкость, с другой стороны, практическое применение таких материалов сдерживает рядом недостатков, к которым в первую очередь следует отнести пониженную термостабильность, ударную вязкость, циклическую трещиностойкость, повышенную чувствительность к концентраторам напряжений, а также порообразование при циклических нагрузках в зоне наибольших напряжений (приповерхностной зоне).
Известен способ получения заготовок, включающий нагрев заготовки (α+β) титанового сплава на (20-30)°С ниже температуры полиморфного превращения и последующее деформирование с различной степенью деформации (патент 1225662 по заявке: 3576642 от 12.04.1983 г. МПК C21F 1/18).
Данный способ не позволяет получить необходимую макро- и микроструктуру в заготовке, что отрицательно сказывается на качестве получаемых изделий.
Известен способ штамповки заготовки из титановых сплавов, включающий по меньшей мере два перехода предварительной штамповки и окончательную штамповку, нагрев заготовки под каждый переход штамповки и охлаждение ее после каждого перехода, отличающийся тем, что нагрев заготовки под каждый переход предварительной штамповки осуществляют до температуры выше температуры начала полиморфного превращения, охлаждение заготовки после каждого перехода предварительной штамповки осуществляют до температуры ниже температуры конца полиморфного превращения, а окончательную штамповку производят в интервале температур начала полиморфного превращения и полного полиморфного превращения (патент 2229952 по заявке: 2002130537 от 15.11.2002 г. МПК B21J 5/00). Данное техническое решение принято в качестве прототипа способу ковки сплава на основе титана.
Данный способ не позволяет получить необходимую макро- и микроструктуру в заготовке, что отрицательно сказывается на качестве получаемых изделий.
Задачей данного технического решения является получения оптимальной структуры заготовки для изделий, испытывающих циклические нагрузки.
В процессе решения поставленной задачи достигается технический результат, заключающийся в снижении зернистости, получении мелкодисперсной микроструктуры с размером зерна (0,5-5,0) мкм, содержащей равноосную α-фазу в количестве (40-80)% в трансформированной β-матрице без наличия непрерывной сетки α-фазы на границах β зерен, с высокими значениями предела прочности на разрыв σВ не менее 1200МПа, при соотношении параметров σ0,2/σВ не менее 0,9, где σ0,2 - предел текучести, МПа, σВ - предел прочности, МПа.
Указанный технический результат достигается способом получения заготовки из (α+β)-титановых сплавов для изделий, испытывающих переменные механические нагрузки, включающий многоэтапную ковку заготовки, при этом на первом и третьем этапах ковки заготовку из титанового сплава нагревают до температуры T1, которая выше температуры полного полиморфного превращения Tβ+40≤T1≤Tβ+130, где Тβ - температура фазового альфа-бета перехода, на втором этапе нагревают заготовку из титанового сплава до температуры Т2, которая ниже полиморфного превращения Тβ-60≤Т2≤Тβ, на всех этапах ковку проводят с деформацией 1,1-1,5 в течение 10-20 мин при вращении заготовки вокруг своей оси по схеме, включающей один полный оборот заготовки с поворотом на 90°, второй полный оборот с поворотом заготовки на 45°, третий полный оборот с поворотом заготовки на 22°, причем после каждого этапа проводят закалку или охлаждение заготовки в воде, при этом после третьего этапа все последующие этапы ковки проводят при нагреве заготовки до температуры Тβ-60≤Т2≤Тβ и с деформацией 1,1-1,6 в течение 10-20 мин при повороте заготовки вокруг своей оси на 90°, а этапы ковки, проводимые после третьего этапа, повторяют до получения равномерной, мелкодисперсной микроструктуры с размером зерна (0,5-5,0) мкм, содержащей равноосную α-фазу в количестве 40-80% в трансформированной β-матрице без образования непрерывной сетки α-фазы на границах β зерен, затем полученную заготовку подвергают отжигу при температуре (830-870)°С в течение 40-80 мин и охлаждают.
Известно, что наибольшее влияние на механические свойства оказывают такие параметры микроструктуры, как форма, размеры и объемное соотношение первичной и вторичной α-фазы. Используя интенсивную пластическую деформацию (ИПД), в основе которой лежит реализация больших деформаций в условиях высоких квазигидростатических давлений, в титановых сплавах формируется субмикрокристаллическая (СМК) структура за счет сильной фрагментации и разориентации структурных единиц в ходе реализации ротационных мод деформации. Одним из методов формирования СМК-структур в массивных образцах из титановых сплавов, также относящихся к методам ИПД, является всесторонняя ковка, обычно сопровождаемая динамической рекристаллизацией в небольших поверхностных объемах заготовки (Листвин Г.П., Саблина М.В. «Влияние условий деформации и термической обработки на формирование структуры и механические свойства полуфабрикатов из сплава ВТ6»,Технология легких сплавов. 1989. №12. С. 55-59).
Нагрев заготовки на первом и третьем этапах ковки до температуры выше температуры начала полиморфного превращения обусловлен необходимостью достижения максимальной технологической пластичности сплава и формирования фрагментированной субструктуры с большеугловыми границами, сопровождающейся как развитием динамической рекристаллизации по механизму Кана-Бюргерса, согласно которому зародышем рекристаллизации является субзерно, так и развитием динамической рекристаллизации по механизму Бейли-Хирша, когда образование рекристаллизованных зерен происходит в виде «ожерелья» по границам исходных деформированных зерен. При этом для получения определенной доли зерен субмикронного размера в объемных заготовках важно сохранить их закалкой из β-области на первых этапах высокотемпературной термомеханической обработки (ВТМО). Далее сплав с такой микроструктурой состоящей из зерен субмикронного и микронного размера подвергнут всесторонней ковке при Т2, где Тβ-60≤Т2≤Тβ, с большой степенью деформации с целью измельчения зерна до (0,5-5,0) мкм и получения равновесной структуры α-фазы и вытянутой альфа в трансформированной β матрице.
Закалка или быстрое охлаждение заготовок после первых трех этапов ковки обусловлено необходимостью измельчения зерна не только деформацией, но и фазовым наклепом. Нагрев заготовки на этапах ковки до температуры начала полиморфного превращения и полного полиморфного превращения обусловлен тем, что в этом интервале достигается эффект двойного измельчения зерна пластической деформацией и фазовой перекристаллизацией. Многократное термоциклирование и совмещение операций деформирования, фазовой перекристаллизации и рекристаллизации позволяет получить оптимальную микроструктуру в изделии с высоким комплексом физико-механических свойств.
Повышение прочности сплава при циклических нагрузках в предлагаемом способе ковки сплава на основе титана для изделий, испытывающих механические циклические нагрузки, достигается за счет создания разнозеренной структуры, имеющей повышенную сопротивляемость разрушению при циклических нагрузках, изменяющихся с высокой частотой. Сплав должен иметь не только УМЗ структуру, он должен иметь также разнозеренную структуру, максимально противостоящую разрушению при воздействии на материал высокочастотных ультразвуковых колебаний.
При разработке структуры сплава авторами были использованы основные положения механики разрушения твердых тел. Рассматривался механизм разрушения применительно к титановому сплаву, имеющему различную структуру и подвергаемому циклическим напряжениям сжатия и растяжения с высокой частотой. Прежде всего, необходимо отметить, что ультразвуковые колебания в волноводе создают зоны сжатия и растяжения, величина данных зон напряжений в материале зависит от параметров УЗК, частоты и амплитуды. С позиции механики разрушения, процесс разрушения волновода из титанового сплава в результате действия ультразвуковых колебаний многостадиен. Он начинается в дефектных местах кристаллической решетки, где имеются нарушения ее периодичности, и проходит последовательно следующие стадии: скопление дефектов, приводящее к локальной концентрации напряжений; образование зародышевых микротрещин, т.е. разрывов оплошностей кристаллической решетки в отдельных участках; развитие и объединение зародышевых микротрещин вплоть до образования магистральных трещин разрушения; разрушение волновода на несколько частей.
Свойства структуры сплава должны быть такими, чтобы максимально сопротивляться разрушению на каждой из указанных стадий. Очевидно, что на стадии скопления дефектов сплав с высокой зернистостью 200-400 мкм, имеющий больший размер кристаллитов и больший размер границ между отдельными кристаллами, будет противостоять УЗК лучше, чем сплав с УМЗ структурой, имеющий значительно больше дефектов в структуре. Но стадия образования зародышевых микротрещин, т.е. разрывов сплошностей кристаллической решетки в отдельных участках, в сплаве с УМЗ структурой от действия ультразвуковых колебаний будет проходить значительно дольше, чем в сплавах имеющих большой размер зерна. Практически данная стадия и определяет работоспособность сплава, испытывающего переменные механические нагрузки. Это обусловлено способностью УМЗ структуры противостоять напряжениям, возникающим в материале при УЗК, микрообъемы которого периодически сжимаются и растягиваются. Чтобы получить разрыв сплошностей в крупнозернистом сплаве, размером 400 мкм, достаточно транскристаллитного разрушения одного крупного зерна или интеркристаллитного разрушения границ двух зерен, тогда как в сплаве с УМЗ структурой для этого микроразрыву потребуется пройти 1000 зерен и межзеренных границ. Следовательно, и энергии на получение такого разрыва сплошностей потребуется в 1000 раз больше. Размеры разрывов сплошностей в крупнозернистом сплаве будут на два-три порядка больше, чем в сплаве с УМЗ структурой, а следовательно, их подрастание до микротрещин и выход на поверхность будет происходить быстрее.
Иной характер разрушения титанового сплава происходит в сплаве имеющем разномерную, мелкодисперсную микроструктуру с размером зерна (0,5-5,0) мкм, содержащую равноосную α-фазу в количестве (40-80)% в трансформированной β-матрице без наличия непрерывной сети α-фазы на границах β зерен.
На стадии скопления дефектов, в которой происходит увеличение локальной концентрации напряжений, сплав с разнозеренной структурой, имеющий в структуре субмелкие и мелкие зерна, будет противостоять значительно дольше, чем сплав, имеющий УМЗ структуру. Это объясняется тем, что структура сплава имеет меньшую дефектность. На второй стадии разрушения зародившиеся микроразрывы на субмелких зернах при своем подрастании будут тормозиться на мелких зернах, в то время как на сплавах с УМЗ период торможения будет значительно меньше, так как зародившийся микроразрыв соизмерим с размером соседнего зерна. Наличие в структуре зерен с различным размером из различных фаз, имеющих различные параметры кристаллических решеток, будет создавать в сплаве границы зерен с различной степенью напряженности, что создаст дополнительное препятствие при развитии микротрещин. Таким образом, разнозернистая структура сплава имеет большую способность сопротивляться разрушению на каждой указанной ранее стадии механизма разрушения.
Таким образом, разнородная мелкозернистая микроструктура в титановых сплавах позволяет повысить технологические свойства изделий из данного сплава, обеспечить высокие механические свойства.
Пример реализации способа
Реализация способа ковки была реализована в два этапа. На первом этапе изготавливались пять заготовок из титанового сплава с (α+β)-структурой. Использовали поковки из двухфазного титанового сплава, имеющие различный состав химических элементов. Состав поковок приведен в таблице 1.
Ковку проводили по следующему режиму.
На первом этапе ковки нагревали заготовку до температуры выше температуры полного полиморфного превращения T1=1100°С, проводили ковку с деформацией 1,27 в течение 15 мин при вращении заготовки по схеме один полный оборот с поворотом каждый раз на 90°, второй полный оборот с поворотом заготовки каждый раз на 45°, третий полный оборот с поворотом заготовки каждый раз на 22°, после проведения ковки проводили закалку в воду. На втором этапе нагревали заготовку до температуры ниже температуры полиморфного превращения Т2=950°С, проводили ковку с деформацией 1,20 в течение 15 мин при вращении заготовки по схеме один полный оборот с поворотом каждый раз на 90°, второй полный оборот с поворотом заготовки каждый раз на 45°, третий полный оборот с поворотом заготовки каждый раз на 22°, после проведения ковки проводили быстрое охлаждение в воде. На третьем этапе нагревали заготовку до температуры выше температуры полиморфного превращения T1=1150°С, проводили ковку с деформацией 1,24 в течение 20 мин при вращении заготовки по схеме один полный оборот с поворотом каждый раз на 90°, второй полный оборот с поворотом заготовки каждый раз на 45°, третий полный оборот с поворотом заготовки каждый раз на 22°, после проведения ковки проводили закалку в воду. На следующих этапах нагревали заготовку до температуры ниже температуры полиморфного превращения Т2=950°С, проводили ковку с деформацией 1,50 в течение 5-10 мин при вращении заготовки по схеме один полный оборот с поворотом каждый раз на 90°, после истечения времени ковки, заготовку подогревали до необходимой температуры и процесс ковки повторяли. Такой процесс проводили до получения необходимой структуры заготовки. После этого заготовку подвергали отжигу при температуре 870°С в течение 70 мин, затем заготовку охлаждали на воздухе.
В результате этого в заготовках номер 2, 3, 4 была получена разномерная, мелкодисперсная микроструктура с размером зерна (0,5-5,0) мкм, содержащая равноосную α-фазу в количестве (40-80)% в трансформированной β-матрице без наличия непрерывной сетки α-фазы на границах β зерен.
Исследования механических свойств на растяжение и кручение проводили на универсальной крутильно-разрывной машине МИ-40КУ, совмещенной с ПК.
Предлагаемый способ получения титанового сплава позволяет получить оптимальную микроструктуру титанового сплава в изделии с высоким комплексом физико-механических свойств.
Результаты исследований представлены в таблице 2.
Как видно из таблицы, способ ковки позволяет получить высокие физико-механические показатели титанового сплава, временное сопротивление разрыву σв, условный предел текучести σ0,2 и относительное сужение ψ, относительное удлинение δ и структуру с размером зерна 0,5-5,0 мкм.
На втором этапе реализации способа ковки были определены оптимальные технологические режимы ковки. Оптимальные режимы определяли на сплаве №3 таблица 1. Результаты исследований приведены в таблице 3.
Анализ результатов таблицы 3 показывает, что технологические режимы, заявленные в способе ковки, являются оптимальными.
Заготовки, полученные описанным выше способом, имеют высокую энергоемкость, высокие технологические и механические свойства, разнозернистую мелкодисперсную микроструктуру, способную сопротивляться разрушениям. Заготовки могут быть использованы для изготовления изделий, испытывающих переменные механические нагрузки, например в конструкциях летательных аппаратов.
Claims (1)
- Способ получения заготовки из (α+β)-титановых сплавов для изделий, испытывающих переменные механические нагрузки, включающий многоэтапную ковку заготовки, отличающийся тем, что на первом и третьем этапах ковки заготовку из титанового сплава нагревают до температуры T1, которая выше температуры полного полиморфного превращения Tβ+40≤T1≤Tβ+130, где Тβ - температура фазового альфа-бета перехода, на втором этапе нагревают заготовку из титанового сплава до температуры Т2, которая ниже полиморфного превращения Тβ-60≤Т2≤Тβ, на всех этапах ковку проводят с деформацией 1,1-1,5 в течение 10-20 мин при вращении заготовки вокруг своей оси по схеме, включающей один полный оборот заготовки с поворотом на 90°, второй полный оборот с поворотом заготовки на 45°, третий полный оборот с поворотом заготовки на 22°, причем после каждого этапа проводят закалку или охлаждение заготовки в воде, при этом после третьего этапа все последующие этапы ковки проводят при нагреве заготовки до температуры Тβ-60≤Т2≤Тβ и с деформацией 1,1-1,6 в течение 10-20 мин при повороте заготовки вокруг своей оси на 90°, а этапы ковки, проводимые после третьего этапа, повторяют до получения равномерной, мелкодисперсной микроструктуры с размером зерна (0,5-5,0) мкм, содержащей равноосную α-фазу в количестве 40-80% в трансформированной β-матрице без образования непрерывной сетки α-фазы на границах β зерен, затем полученную заготовку подвергают отжигу при температуре (830-870)°С в течение 40-80 мин и охлаждают.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2017116698A RU2664346C1 (ru) | 2017-05-12 | 2017-05-12 | Способ получения заготовки из титановых сплавов для изделий, испытывающих переменные механические нагрузки |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2017116698A RU2664346C1 (ru) | 2017-05-12 | 2017-05-12 | Способ получения заготовки из титановых сплавов для изделий, испытывающих переменные механические нагрузки |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2664346C1 true RU2664346C1 (ru) | 2018-08-16 |
Family
ID=63177344
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2017116698A RU2664346C1 (ru) | 2017-05-12 | 2017-05-12 | Способ получения заготовки из титановых сплавов для изделий, испытывающих переменные механические нагрузки |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2664346C1 (ru) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN111230013A (zh) * | 2020-02-29 | 2020-06-05 | 河南中原特钢装备制造有限公司 | 一种高纯铌棒的锻造方法 |
| RU2758045C1 (ru) * | 2021-02-02 | 2021-10-25 | Общество с ограниченной ответственностью «Хермит Рус» | СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ЗАГОТОВКИ В ВИДЕ ПРУТКА ИЗ (α+β)-ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ |
| RU2758044C1 (ru) * | 2021-01-29 | 2021-10-25 | Общество с ограниченной ответственностью «Хермит Рус» | СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ КОВАНОЙ ЗАГОТОВКИ В ВИДЕ ПРУТКА ИЗ (α+β)-ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ |
| RU2810700C1 (ru) * | 2023-06-23 | 2023-12-28 | Общество с ограниченной ответственностью "ЭС СИ ЭФ ИНЖИНИРИНГ" | Акустический датчик и способ его изготовления |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2266171C1 (ru) * | 2004-06-04 | 2005-12-20 | ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение (ВСМПО) | Способ изготовления промежуточной заготовки из (альфа+бета)- титановых сплавов |
| US20070193018A1 (en) * | 2006-02-23 | 2007-08-23 | Ati Properties, Inc. | Methods of beta processing titanium alloys |
| RU2393936C1 (ru) * | 2009-03-25 | 2010-07-10 | Владимир Алексеевич Шундалов | Способ получения ультрамелкозернистых заготовок из металлов и сплавов |
| JP2016503126A (ja) * | 2012-12-14 | 2016-02-01 | エイティーアイ・プロパティーズ・インコーポレーテッド | チタン合金を処理するための方法 |
| RU2581331C2 (ru) * | 2010-09-15 | 2016-04-20 | ЭйТиАй ПРОПЕРТИЗ, ИНК. | Способ термомеханической обработки заготовки, выполненной из титана или сплава титана |
-
2017
- 2017-05-12 RU RU2017116698A patent/RU2664346C1/ru active
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2266171C1 (ru) * | 2004-06-04 | 2005-12-20 | ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение (ВСМПО) | Способ изготовления промежуточной заготовки из (альфа+бета)- титановых сплавов |
| US20070193018A1 (en) * | 2006-02-23 | 2007-08-23 | Ati Properties, Inc. | Methods of beta processing titanium alloys |
| RU2393936C1 (ru) * | 2009-03-25 | 2010-07-10 | Владимир Алексеевич Шундалов | Способ получения ультрамелкозернистых заготовок из металлов и сплавов |
| RU2581331C2 (ru) * | 2010-09-15 | 2016-04-20 | ЭйТиАй ПРОПЕРТИЗ, ИНК. | Способ термомеханической обработки заготовки, выполненной из титана или сплава титана |
| JP2016503126A (ja) * | 2012-12-14 | 2016-02-01 | エイティーアイ・プロパティーズ・インコーポレーテッド | チタン合金を処理するための方法 |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN111230013A (zh) * | 2020-02-29 | 2020-06-05 | 河南中原特钢装备制造有限公司 | 一种高纯铌棒的锻造方法 |
| CN111230013B (zh) * | 2020-02-29 | 2022-05-03 | 河南中原特钢装备制造有限公司 | 一种高纯铌棒的锻造方法 |
| RU2758044C1 (ru) * | 2021-01-29 | 2021-10-25 | Общество с ограниченной ответственностью «Хермит Рус» | СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ КОВАНОЙ ЗАГОТОВКИ В ВИДЕ ПРУТКА ИЗ (α+β)-ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ |
| RU2758045C1 (ru) * | 2021-02-02 | 2021-10-25 | Общество с ограниченной ответственностью «Хермит Рус» | СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ЗАГОТОВКИ В ВИДЕ ПРУТКА ИЗ (α+β)-ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ |
| RU2810700C1 (ru) * | 2023-06-23 | 2023-12-28 | Общество с ограниченной ответственностью "ЭС СИ ЭФ ИНЖИНИРИНГ" | Акустический датчик и способ его изготовления |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2681033C2 (ru) | Способ получения заготовки из титановых сплавов для изделий, испытывающих переменные механические нагрузки | |
| Li et al. | Characterization of hot deformation behavior of as-homogenized Al–Cu–Li–Sc–Zr alloy using processing maps | |
| Dong et al. | Influence of cryogenic deformation on second-phase particles, grain structure, and mechanical properties of Al–Cu–Mn alloy | |
| Arab et al. | Effects of microstructure on the dynamic properties of TA15 titanium alloy | |
| RU2664346C1 (ru) | Способ получения заготовки из титановых сплавов для изделий, испытывающих переменные механические нагрузки | |
| Naizabekov et al. | Effect of combined rolling–ECAP on ultrafine-grained structure and properties in 6063 Al alloy | |
| Zhao et al. | Effect of deformation speed on the microstructure and mechanical properties of AA6063 during continuous extrusion process | |
| Fan et al. | Pre-processing related recrystallization behavior in β annealing of a near-β Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr titanium alloy | |
| Zhang et al. | Flow behavior and processing maps of 2099 alloy | |
| Wang et al. | Effects of deformation temperature on second-phase particles and mechanical properties of multidirectionally-forged 2A14 aluminum alloy | |
| Chen et al. | Enhanced fatigue crack propagation resistance in an Al-Zn-Mg-Cu alloy by retrogression and reaging treatment | |
| Huang et al. | Effect of microstructure on torsion properties of Ti–5Al–5Mo–5V–3Cr–1Zr alloy | |
| Wang et al. | Fatigue properties of ultra-fine grain Cu–Cr alloy processed by equal-channel angular pressing | |
| Romero-Resendiz et al. | Effect of the microstructure generated by Repetitive Corrugation and Straightening (RCS) process on the mechanical properties and stress corrosion cracking of Al-7075 alloy | |
| Kong et al. | Microstructures and mechanical properties evolution of an Al–Fe–Cu alloy processed by repetitive continuous extrusion forming | |
| Berndt et al. | Microstructure and mechanical properties of an AA6060 aluminum alloy after cold and warm extrusion | |
| Manjunath et al. | A review on effect of multi-directional forging/multi-axial forging on mechanical and microstructural properties of aluminum alloy | |
| Lei et al. | Microstructure and mechanical properties of magnesium alloy AZ31 processed by compound channel extrusion | |
| Li et al. | Effects of heat treatment on microstructure and mechanical properties of an ECAPed Al–Zn–Mg–Cu alloy | |
| Petrova et al. | Influence of megaplastic deformation on the structure and hardness of Al–Cu–Mg alloy after aging | |
| Petrova et al. | Mechanical properties and energy dissipation in ultrafine-grained AMts and V95 aluminum alloys during dynamic compression | |
| Hu et al. | Effects of multi-pass drawing strain and heat treatment on microstructure, texture and mechanical properties of Ti-6Al-4V alloy | |
| Zherebtsov et al. | Production, properties and application of ultrafine-grained titanium alloys | |
| Imayev et al. | The principles of producing an ultrafine-grained structure in large-section billets | |
| Valiakhmetov et al. | The use of nanostructured materials and nanotechnologies for the elaboration of hollow structures |