RU2691434C2 - Листовой материал на основе титанового сплава для низкотемпературной сверхпластической деформации - Google Patents
Листовой материал на основе титанового сплава для низкотемпературной сверхпластической деформации Download PDFInfo
- Publication number
- RU2691434C2 RU2691434C2 RU2017139320A RU2017139320A RU2691434C2 RU 2691434 C2 RU2691434 C2 RU 2691434C2 RU 2017139320 A RU2017139320 A RU 2017139320A RU 2017139320 A RU2017139320 A RU 2017139320A RU 2691434 C2 RU2691434 C2 RU 2691434C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- spd
- temperature
- phase
- alloy
- low
- Prior art date
Links
- 239000000463 material Substances 0.000 title claims abstract description 53
- 229910001069 Ti alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 11
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 35
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims abstract description 35
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 8
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims abstract description 8
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 7
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 5
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims abstract description 5
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 230000014509 gene expression Effects 0.000 claims abstract description 3
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 3
- 238000005275 alloying Methods 0.000 claims description 34
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 16
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 13
- 230000008859 change Effects 0.000 claims description 7
- 239000011265 semifinished product Substances 0.000 abstract description 6
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 abstract description 5
- 239000000203 mixture Substances 0.000 abstract description 5
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 5
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 4
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 abstract description 4
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 2
- 229910000883 Ti6Al4V Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 239000007795 chemical reaction product Substances 0.000 abstract 1
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- 239000003381 stabilizer Substances 0.000 description 8
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 7
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 7
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 6
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 5
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 4
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 4
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000004033 plastic Substances 0.000 description 4
- 230000004913 activation Effects 0.000 description 3
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 3
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 2
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 239000011229 interlayer Substances 0.000 description 2
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 2
- 239000000047 product Substances 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- 238000012546 transfer Methods 0.000 description 2
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 2
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 238000010835 comparative analysis Methods 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 1
- 238000007667 floating Methods 0.000 description 1
- 238000005324 grain boundary diffusion Methods 0.000 description 1
- 238000007431 microscopic evaluation Methods 0.000 description 1
- 230000005012 migration Effects 0.000 description 1
- 238000013508 migration Methods 0.000 description 1
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 239000004848 polyfunctional curative Substances 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 1
- AYEKOFBPNLCAJY-UHFFFAOYSA-O thiamine pyrophosphate Chemical compound CC1=C(CCOP(O)(=O)OP(O)(O)=O)SC=[N+]1CC1=CN=C(C)N=C1N AYEKOFBPNLCAJY-UHFFFAOYSA-O 0.000 description 1
- 238000000844 transformation Methods 0.000 description 1
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C14/00—Alloys based on titanium
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
- B21B1/38—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling sheets of limited length, e.g. folded sheets, superimposed sheets, pack rolling
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Forging (AREA)
- Conductive Materials (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Изобретение относится к области металлургии, а именно к листовым материалам на основе титановых сплавов, которые пригодны для изготовления изделий методом низкотемпературной сверхпластической деформации (СПД) при температуре 775°С, и могут быть использованы как более дешевая альтернатива листовым полуфабрикатам, изготовленным из сплава Ti-6Al-4V. Листовой материал из титанового сплава для низкотемпературной сверхпластической деформации (СПД), содержащего мас. % 4,5-5,5 Al, 4,5-5,5 V, 0,1-1,0 Мо, 0,8-1,5 Fe, 0,1-0,5 Cr, 0,1-0,5 Ni, 0,16-0,25 О, остальное титан и примеси, и имеющий размер зерна от более 2 до 8 мкм. Величина структурного молибденового эквивалента [Мо]экв составляет более 5, величина структурного алюминиевого эквивалента [Al]экв составляет менее 8. Эквиваленты определены по следующим выражениям: [Mo]экв=[Mo]+[V]/1,5+[Cr]×1,25+[Fe]×2,5+[Ni]/0,8; [Al]экв=[Al]+[О]×10. В листовом материале химический состав оптимально сбалансирован для обеспечения возможности производства на основе известных стандартных технологий конечного продукта, обладающего свойствами низкотемпературной сверхпластической деформации. 3 з.п. ф-лы, 6 ил., 8 табл.
Description
Область техники, к которой относится изобретение.
Изобретение относится к области листовых материалов (полуфабрикатов) на основе титановых сплавов, которые пригодны для изготовления изделий методом низкотемпературной сверхпластической деформации (СПД) при температуре 775°С, и могут быть использованы как более дешевая альтернатива листовым полуфабрикатам, изготовленным из сплава Ti-6Al-4V.
Предшествующий уровень техники.
Термин «сверхпластическая деформация», в общем, относится к процессу, при котором материал (сплав) сверхпластически деформируют, превышая обычный предел пластической деформации (более 500%). СПД может быть выполнена с определенными материалами, обладающими сверхпластическими свойствами в ограниченном диапазоне температур и скоростей деформации. Например, листы из титановых сплавов обыкновенно могут быть сверхпластически отформованы (деформированы) в температурном диапазоне примерно (900-1010)°С при скорости деформации примерно 3⋅10-4 с-1.
С производственной точки зрения в результате уменьшения температур формования СПД возникают значительные преимущества. Например, уменьшение температуры формования СПД в результате может привести к уменьшению стоимости штампа, увеличению срока его службы и появлению потенциала использования менее дорогостоящих стальных штампов. В дополнение к этому подавляется образование слоя, обогащенного кислородом (альфа-слоя) и образование окалины, что улучшает выход годного
Целью данного изобретения является получение листового материала на основе (α+β)-титанового сплава, обладающего свойствами низкотемпературной сверхпластической деформации при величине зерен более 2 мкм. Данный листовой материал имеет стабильные свойства и является более дешевой альтернативой листовым полуфабрикатам из сплава Ti-6Al-4Vc более мелким размером зерен.
Техническим результатом, достигаемым при осуществлении изобретения, является получение листов из титанового сплава, в котором химический состав оптимально сбалансирован с возможностями производства на основе известных стандартных технологий конечного продукта, обладающего свойствами низкотемпературной сверхпластической деформации.
Раскрытие изобретения.
Указанный технический результат достигается тем, что листовой материал для низкотемпературной сверхпластической деформации на основе титанового сплава, содержащего мас. % 4,5-5,5 Al, 4,5-5,5 V, 0,1-1,0 Мо, 0,8-1,5 Fe, 0,1-0,5 Cr, 0,1-0,5 Ni, 0,16-0,25 O остальное титан и примеси, в котором величина структурного молибденового эквивалента [Мо]экв > 5, а алюминиевого структурного эквивалента [Al]экв < 8, эквиваленты определены по выражениям:
[Мо]экв=[Mo]+[V]/1,5+[Cr]×1,25+[Fe]×2,5+[Ni]/0,8
[Al]экв=[Al]+[O]×10+[Zr]/6.
Листовой материал для низкотемпературной сверхпластической деформации имеет структуру с размером зерен, не превышающих 8 мкм.
Листовой материал для низкотемпературной сверхпластической деформации обладает сверхпластическими свойствами при температуре 775±10°С.
Листовой материал для низкотемпературной сверхпластической деформации имеет при температуре 775±10°С соотношение фаз α/β от 0,9 до 1,1.
Листовой материал для низкотемпературной сверхпластической деформации, в котором количество легирующих элементов, диффундирующих между α- и β-фазами в процессе СПД составляет не менее 0,5% и определяется следующим соотношением:
где:
Q - количество диффундирующих легирующих элементов в материале при СПД, масс. %.
n - количество легирующих элементов в материале,
⎪Δm⎪ - абсолютная величина изменения содержания легирующего элемента в β- и α-фазах, масс. % в процессе СПД.
⎪Δm⎪ - рассчитывается по формуле:
⎪Δm⎪=(mβ1-mα1)-(mβ2-mα2), масс. %
где:
mβ1 - содержание легирующего элемента в β-фазе до СПД, масс. %,
mβ2 - содержание легирующего элемента в β-фазе после СПД, масс. %,
mα1 - содержание легирующего элемента в α-фазе до СПД, масс. %,
mα2 - содержание легирующего элемента в α-фазе после СПД, масс. %.
Предложенный листовой материал обладает комплексом высоких технологических и конструкционных свойств. Это достигается за счет оптимального подбора легирующих элементов и их соотношения в сплаве материала.
Группа α-стабилизаторов
Алюминий, который применяется практически во всех промышленных сплавах, является наиболее эффективным упрочнителем, улучшая прочностные и жаропрочные свойства титана. При содержании е алюминия в сплаве менее 4,5% не достигается необходимая прочность сплава, при содержании свыше 5,5%, происходит нежелательное снижение пластичности и повышение ТПП.
Кислород повышает температуру аллотропического превращения титана. Наличие кислорода в пределах 0,16-0,25% повышает прочность и не оказывает заметного влияния на снижение пластичности.
Группа β-стабилизаторов, которые представлены в предлагаемом изобретении (V, Mo, Cr, Fe, Ni) широко применяются в промышленных сплавах.
Ванадий в количестве 4,5-5,5%, железо в количестве 0,8-1,5% и хром в количестве 0,1-0,5% повышают прочность сплава и практически не снижают пластичность.
Введение молибдена в пределах 0,1-1,0% обеспечивает полную растворимость его в α-фазе, что позволяет получать необходимые прочностные характеристики без снижения пластических свойств.
Предлагаемый сплав содержит железо в количестве 1,0-1,5% и никель в количестве 0,1-0,5%, которые являются наиболее диффузионно-подвижными β-стабилизаторами, благоприятно влияющими на межзеренное скольжение при СПД.
Среди структурных факторов, влияющих на эффективность СПД, следует прежде всего выделить размер зерна, который не должен превышать для заявленного материала 8 мкм (экспериментальные данные).
Известно, что сверхпластическое течение материала во многом реализуется благодаря фазовым превращениям в двухфазных титановых сплавах, при этом отношение фаз α/β при температуре СПД должно быть близким к 1 (Кайбышеев О.А., Сверхпластичность промышленных сплавов, М., Металлурги, 1984 г. стр. 179-218.). Это способствует возникновению равноосной структуры, способствующей межзеренному скольжению. Движущей силой сфероидизации структур является стремление к уменьшению поверхностной энергии. Рост межзеренной границы за счет увеличения β-фазы вызывает изменение уровня поверхностной энергии на межфазной границе, что, в свою очередь, приводит к активизации сфероидизации. Для присутствия необходимого количества β-фазы в процессе СПД, при соотношении α/β близком к 1, величина структурного молибденового эквивалента [Мо]экв должна быть более 5, а величина алюминиевого структурного эквивалента [Al]экв не должна быть более 8. Кроме того, превышение алюминиевого эквивалента выше указанной величины приводит к росту Тпп, а, следовательно, и к росту температуры реализации СПД.
Оптимальная температура, при которой реализуются сверхпластические свойства заявленного материала, равна 775±10°С. Превышение данной температуры ведет к росту зерен, а более низкая - к снижению интенсивности диффузионных процессов, что затрудняет процесс СПД.
Количество диффундирующих легирующих элементов сплава между α- и β-фазами должно составлять не менее 0,5%. Это объясняется тем, что энергия активации зернограничной диффузии меньше энергии активации объемной диффузии и диффузионный перенос атомов осуществляется по границам зерен. В тех областях границ зерен, на которые действует нормальное растягивающее напряжение, концентрация вакансий повышена. В областях, в которых действует сжимающее напряжение, их концентрация уменьшена: возникающая разность концентраций вызывает направленную диффузию вакансий. Поскольку миграция вакансий происходит посредством обмена мест с атомами, последние будут перемещаться в противоположном направлении, интенсифицируя межзеренное скольжение.
Сущность изобретения поясняется чертежами.
Краткое описание чертежей.
На фиг. 1 и 2 показано структура сплавов в исходном состоянии,
на фиг. 3, 4 и 5 - кривые нагружения, полученные в ходе СПД,
на фиг. 6 - график изменения истинного напряжения при степени деформации 0,2 и 1,1 (в продольном направлении) в зависимости от [Мо]экв.
Подробное описание и характерные примеры осуществления изобретения.
В качестве материала для исследования использовали листовые полуфабрикаты толщиной 2 мм. Для получения листовых материалов выплавлено шесть опытных сплавов различного химического состава, которые представлены в таблице 1.
Листовые материалы толщиной 2 мм, изготовленные по известной технологии под сверхпластическую формовку, перед испытанием на сверхпластичность были подвергнуты отжигу при температуре 720°С в течении 30 мин. с последующим охлаждением на воздухе. После данной обработки из листов в продольном и поперечном направлении были вырезаны образцы под механические испытания на разрыв при комнатной и повышенной температуре, которые затем подвергли стандартным испытаниям при комнатной температуре для определения прочностных, упругих и пластических характеристик.
Анализ структуры материалов в исходном состоянии (фиг. 1 и 2) показал, что она близка к равноосной и состоит преимущественно из чередующихся зерен α- и β-фаз, которые выглядят как более темные (α) или светлые (β) составляющие. Следует отметить, что с увеличением в сплаве [Мо]экв объемная доля зерен β-фазы имеет тенденцию к увеличению в структуре от примерного соотношения α/β - 2/1 в сплаве 2 до соотношения приближающегося к 1/1 в сплавах 3,4. Средний размер зерен фаз, измеренный на снимках микроструктур методом секущих, имеет некоторую тенденцию к росту при повышении [Мо]экв и лежит в пределах 2,8-3,8 мкм (минимальный у сплава 2). Следует отметить, что в материале 5 зеренная структура в исходном состоянии менее однородна по сравнению с другими опытными сплавами. В материале 1 наблюдаются наряду с равноосными зернами участки из достаточно больших вытянутых зерен. Можно так же отметить, что морфология β-фазы несколько меняется от сплава к сплаву. Если в сплаве 2 с минимальным количеством легирующих элементов β-фаза преимущественно локализована в отдельных объемах между частицами α-фазы, то уже начиная со сплава 5 она имеет определенную связность и кроме зеренного строения имеет форму относительно тонких прослоек между зернами α-фазы. С увеличением [Мо]экв у материала эти прослойки имеют тенденцию к утолщению.
Сравнительный анализ структуры материала в деформированном (рабочая часть) и недеформированном (область головки) состоянии после СПД (при температуре 775°С и скорости деформации 3×10-4 с-1 в продольном направлении листа) показал, что деформация в рабочей части стимулирует некоторый рост зерна по сравнению с практически недеформирующейся головкой и развитию образования конгломератов из зерен α- и β-фаз более сложной формы.
Оценка размера зерен показала, что легирование сильно не сказывается на размере зерна фаз в сплавах с максимальным легированием β-стабилизаторами и оно колеблется в пределах 3.5±0,5 мкм (недеформированная часть), 4±0,5 мкм (деформированная часть). В то же время в сплаве 2 с минимальным содержанием легирующих элементов размер зерна в рабочей части увеличивается практически в 2 раза до 5 мкм и более по сравнению с исходным состоянием.
Методом микрорентгеноспектрального анализа (МРСА) изучено распределение легирующих элементов между α- и β-фазами в исследуемых материалах в исходном состоянии и после испытания на сверхпластичность продольных образцов в рабочей деформированной части и в области головок, которые представлены в таблицах 2, 3 и 4.
Количество диффундирующих легирующих элементов в материале при СПД определяется по формуле:
где:
Q - количество диффундирующих легирующих элементов в материале при СПД, масс. %.
n - количество легирующих элементов в материале,
⎪Δm⎪ - абсолютная величина изменения содержания легирующего элемента в β- и α-фазах, масс. % в процессе СПД.
⎪Δm⎪ - рассчитывается по формуле:
⎪Δm⎪=(mβ1-mα1)-(mβ2-mα2) масс. %
где:
mβ1 - содержание легирующего элемента в β-фазе до СПД, масс. %,
mβ2 - содержание легирующего элемента в β-фазе после СПД, масс. %,
mα1 - содержание легирующего элемента в α-фазе до СПД, масс. %,
mα2 - содержание легирующего элемента в α-фазе после СПД, масс. %.
В таблице 4 приведены расчетные данные о количестве диффундирующих легирующих элементов в процессе СПД.
Анализ изменения составов α- и β-фаз в исследованных листовых материалах после деформации показал, что в рабочей части образцов разница по легирующим элементам между α- и β-фазами больше, чем в области головок образцов, которая не подвергалась пластической деформации (таблица 2, 3 и 4).
Полученные данные МРСА были так же использованы для оценки объемной доли фаз в материале при температуре проведения испытания на сверхпластичность при температуре 775°С и приведены в таблице 5.
Кривые нагружения, полученные в ходе испытаний приведены на фиг. 3, 4 и 5.
Свойства сплавов при сверхпластических испытаниях приведены в таблице 6.
График изменения истинного напряжения при степени деформации 0,2 и 1,1 (в продольном направлении) в зависимости от [Мо]экв сплава приведен на фиг. 6.
В материале 1 (фиг. 3) с минимальным содержанием легирующих элементов фиксируется наиболее нестабильный процесс реализации СПД при 775°C с характерной «волнистостью» кривых растяжения, вызванном образованием плавающей шейки. Причина такого поведения материала при СПД - относительно большое исходное зерно (более 2,5 мкм), которое имеет высокую скорость роста при СПД (до 5 мкм) при неоптимальном соотношении фаз α/β (2/1), что приводит к активизации менее благоприятного для СПФ внутризеренного скольжения взамен оптимальному межзеренному проскальзыванию.
В материале 2 (фиг. 3), более легированном β-стабилизаторами, нестабильность процесса реализации СПД, проявляющаяся в виде волнистости кривой растяжения уменьшается по сравнению со сплавом 1 за счет увеличения объемной доли β-фазы в структуре, но при этом не наблюдается заметного упрочнения до степеней деформации 0,6-0,8, вследствие развития динамической рекристаллизации в областях с неполностью проработанной исходной структурой (присутствие вытянутых зерен), чего не наблюдали на других исследованных сплавах.
В материалах 3, 5, 6 (фиг. 4, 5), имеющих максимальное содержание β-стабилизаторов, за исключением молибдена (сплав 5), хрома (сплав 6) за счет увеличения в структуре объемной доли β-фазы, у которой повышается связность и легче реализуется межзеренное проскальзывание, кривые растяжения имеют меньшую волнистость по сравнению с материалами 1, 2, и активнее реализуется упрочнение по мере повышения степени истинной деформации (таблица 3, фиг. 6). Но при этом наличие «волны» при степенях деформации до 0,6 сохраняется, особенно при испытаниях в поперечном направлении, что может быть связано с исходным текстурным состоянием листов, а так же неполностью оптимальным соотношением фаз α/β (близком 3 к 2-м). Отсутствие в материале 6 хрома в меньшей степени сказывается на кривых растяжения, чем отсутствие молибдена в материале 5, по сравнению с материалом 3. Одной из причин может быть более сильное влияние добавок молибдена на стабильность процесса СПД, чем хрома, которого вводится в 2-2,5 раза меньше.
В материале 4, имеющем максимальное количество β-стабилизаторов и дополнительно легированном 0,3% никеля, наблюдается наиболее устойчивое протекание сверхпластической деформации при 775°С как в поперечном, так и продольном направлении с минимальным напряжением начала течения, отсутствием выраженной «волнистости» кривой, и с монотонным упрочнением при увеличении степени деформации. Это связано с практически оптимальным соотношением фаз α/β (1/1) при температуре деформации, а так же максимальным, среди исследованных сплавов содержанием наиболее диффузионно-подвижных β-стабилизаторов (никель, железо), что должно облегчать процессы массопереноса при реализации межзеренного проскальзывания (суммарная разница изменения содержания легирующих элементов между α- и β-фазами в процессе СПД более 1,9 масс. %).
Из исследованных в работе сплавов наилучшие результаты показал материал 4, который полностью соответствует требованиям к материалу, (таблица 7). Испытания растяжением с постоянной скоростью деформации при температуре (775±7)°С при деформации 3×10-4 дюйм/дюйм/секунда).
Сравнительные механические свойства листов после отжига приведены в таблице 8.
Данные, приведенные в таблицах 7 и 8, показывают, что в результате осуществления изобретения получен листовой материал, включающий титановый сплав, химический состав которого оптимально сбалансирован с возможностями производства на основе известных стандартных технологий листовых полуфабрикатов с размерами зерен более 2 мкм, соответствующий требованиям к материалу, используемым в аэрокосмической отрасли.
Необходимо отметить, что изделия по настоящему изобретению могут быть реализованы в виде разнообразных воплощений. Приведенные в описании воплощения во всех отношениях следует рассматривать только как иллюстративные, а не ограничительные, и границы настоящего изобретения определяются приведенными пунктами формулы изобретения.
Claims (19)
1. Листовой материал из титанового сплава для низкотемпературной сверхпластической деформации (СПД), содержащего мас. % 4,5-5,5 Al, 4,5-5,5 V, 0,1-1,0 Мо, 0,8-1,5 Fe, 0,1-0,5 Cr, 0,1-0,5 Ni, 0,16-0,25 О, остальное титан и примеси, и имеющий размер зерна от более 2 до 8 мкм, при этом величина структурного молибденового эквивалента [Мо]экв составляет более 5, величина структурного алюминиевого эквивалента [Al]экв составляет менее 8, причем эквиваленты определены по следующим выражениям:
[Mo]экв=[Mo]+[V]/1,5+[Cr]×1,25+[Fe]×2,5+[Ni]/0,8;
[Al]экв=[Al]+[О]×10.
2. Материал по п. 1, отличающийся тем, что при температуре 775±10°С он имеет сверхпластические свойства.
3. Материал по п. 1, отличающийся тем, что при температуре 775±10°С он имеет соотношение фаз α/β от 0,9 до 1,1.
4. Материал по любому из пп. 1-3, отличающийся тем, что количество легирующих элементов, диффундирующих между α- и β-фазами в процессе СПД, составляет не менее 0,5%,
при этом количество легирующих элементов, диффундирующих между α- и β-фазами, определяется следующим соотношением, мас. %:
где:
Q - количество диффундирующих легирующих элементов в материале при СПД, мас. %.
n - количество легирующих элементов сплава,
⎪Δm⎪ - абсолютная величина изменения содержания легирующего элемента в β- и α-фазах в процессе СПД, мас. %,
где:
⎪Δm⎪=(mβ1-mα1)-(mβ2-mα2),
где:
mβ1 - содержание легирующего элемента в β-фазе до СПД, мас. %,
mβ2 - содержание легирующего элемента в β-фазе после СПД, мас. %,
mα1 - содержание легирующего элемента в α-фазе до СПД, мас. %,
mα2 - содержание легирующего элемента в α-фазе после СПД, мас. %.
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| PCT/RU2017/000266 WO2018199791A1 (ru) | 2017-04-25 | 2017-04-25 | Листовой материал на основе титанового сплава для низкотемпературной сверхпластической деформации |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2017139320A3 RU2017139320A3 (ru) | 2019-05-13 |
| RU2017139320A RU2017139320A (ru) | 2019-05-13 |
| RU2691434C2 true RU2691434C2 (ru) | 2019-06-13 |
Family
ID=63918626
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2017139320A RU2691434C2 (ru) | 2017-04-25 | 2017-04-25 | Листовой материал на основе титанового сплава для низкотемпературной сверхпластической деформации |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20200149133A1 (ru) |
| EP (1) | EP3617335B1 (ru) |
| JP (1) | JP7028893B2 (ru) |
| CN (1) | CN111279003B (ru) |
| BR (1) | BR112019022330B1 (ru) |
| CA (1) | CA3062762A1 (ru) |
| RU (1) | RU2691434C2 (ru) |
| WO (1) | WO2018199791A1 (ru) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN112680630B (zh) * | 2020-12-04 | 2021-12-24 | 中国航发北京航空材料研究院 | 一种超高韧中强高塑tc32钛合金零件的真空热处理方法 |
| CN115652142A (zh) * | 2022-12-02 | 2023-01-31 | 昆明理工大学 | 一种新型钛合金及其制备方法 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0408313A1 (en) * | 1989-07-10 | 1991-01-16 | Nkk Corporation | Titanium base alloy and method of superplastic forming thereof |
| JPH08120373A (ja) * | 1994-08-22 | 1996-05-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高クリープ強度チタン合金とその製造方法 |
| RU2250806C1 (ru) * | 2003-08-25 | 2005-04-27 | ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение (ВСМПО) | Способ изготовления тонких листов из высокопрочных титановых сплавов |
| EP2435591B1 (en) * | 2009-05-29 | 2013-07-24 | Titanium Metals Corporation | Near-beta titanium alloy for high strength applications and methods for manufacturing the same |
| RU2555267C2 (ru) * | 2013-06-25 | 2015-07-10 | Открытое Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма" | Способ изготовления тонких листов из двухфазного титанового сплава и изделие из этих листов |
| RU2573158C2 (ru) * | 2011-06-17 | 2016-01-20 | Титаниум Металс Корпорейшн | СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ЛИСТОВЫХ СПЛАВОВ АЛЬФА-БЕТА-Ti-Al-V-Mo-Fe |
Family Cites Families (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4299626A (en) * | 1980-09-08 | 1981-11-10 | Rockwell International Corporation | Titanium base alloy for superplastic forming |
| US5256369A (en) * | 1989-07-10 | 1993-10-26 | Nkk Corporation | Titanium base alloy for excellent formability and method of making thereof and method of superplastic forming thereof |
| JPH0823053B2 (ja) * | 1989-07-10 | 1996-03-06 | 日本鋼管株式会社 | 加工性に優れた高強度チタン合金およびその合金材の製造方法ならびにその超塑性加工法 |
| JPH0819502B2 (ja) * | 1990-02-20 | 1996-02-28 | 日本鋼管株式会社 | 超塑性加工性に優れたチタン合金及びその製造方法，並びにチタン合金の超塑性加工方法 |
| RU2224047C1 (ru) | 2002-06-05 | 2004-02-20 | Институт проблем сверхпластичности металлов РАН | Способ изготовления листовых полуфабрикатов из титановых сплавов |
| EP1658389B1 (en) * | 2003-08-25 | 2008-01-23 | The Boeing Company | Method for manufacturing thin sheets of high-strength titanium alloys |
| RU2243833C1 (ru) | 2003-08-25 | 2005-01-10 | ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение (ВСМПО) | Способ изготовления тонких листов из высокопрочных титановых сплавов |
| RU2425164C1 (ru) * | 2010-01-20 | 2011-07-27 | Открытое Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма" | Вторичный титановый сплав и способ его изготовления |
| RU2549804C1 (ru) * | 2013-09-26 | 2015-04-27 | Открытое Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма" | Способ изготовления броневых листов из (альфа+бета)-титанового сплава и изделия из него |
| US10000826B2 (en) * | 2016-03-10 | 2018-06-19 | Titanium Metals Corporation | Alpha-beta titanium alloy having improved elevated temperature properties and superplasticity |
| CN107858558B (zh) * | 2017-11-23 | 2019-09-03 | 北京有色金属研究总院 | 一种超塑性钛合金板材及其制备方法 |
-
2017
- 2017-04-25 EP EP17907725.0A patent/EP3617335B1/en active Active
- 2017-04-25 CA CA3062762A patent/CA3062762A1/en active Pending
- 2017-04-25 RU RU2017139320A patent/RU2691434C2/ru active
- 2017-04-25 JP JP2019558569A patent/JP7028893B2/ja active Active
- 2017-04-25 CN CN201780091937.6A patent/CN111279003B/zh active Active
- 2017-04-25 BR BR112019022330-4A patent/BR112019022330B1/pt active IP Right Grant
- 2017-04-25 US US16/607,592 patent/US20200149133A1/en not_active Abandoned
- 2017-04-25 WO PCT/RU2017/000266 patent/WO2018199791A1/ru active Application Filing
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0408313A1 (en) * | 1989-07-10 | 1991-01-16 | Nkk Corporation | Titanium base alloy and method of superplastic forming thereof |
| JPH08120373A (ja) * | 1994-08-22 | 1996-05-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高クリープ強度チタン合金とその製造方法 |
| RU2250806C1 (ru) * | 2003-08-25 | 2005-04-27 | ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение (ВСМПО) | Способ изготовления тонких листов из высокопрочных титановых сплавов |
| EP2435591B1 (en) * | 2009-05-29 | 2013-07-24 | Titanium Metals Corporation | Near-beta titanium alloy for high strength applications and methods for manufacturing the same |
| RU2573158C2 (ru) * | 2011-06-17 | 2016-01-20 | Титаниум Металс Корпорейшн | СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ЛИСТОВЫХ СПЛАВОВ АЛЬФА-БЕТА-Ti-Al-V-Mo-Fe |
| RU2555267C2 (ru) * | 2013-06-25 | 2015-07-10 | Открытое Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма" | Способ изготовления тонких листов из двухфазного титанового сплава и изделие из этих листов |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP3617335A4 (en) | 2020-08-19 |
| JP7028893B2 (ja) | 2022-03-02 |
| JP2020517834A (ja) | 2020-06-18 |
| RU2017139320A3 (ru) | 2019-05-13 |
| BR112019022330A2 (pt) | 2020-05-26 |
| BR112019022330B1 (pt) | 2022-11-29 |
| EP3617335A1 (en) | 2020-03-04 |
| RU2017139320A (ru) | 2019-05-13 |
| US20200149133A1 (en) | 2020-05-14 |
| EP3617335B1 (en) | 2021-11-17 |
| CN111279003B (zh) | 2022-01-28 |
| CN111279003A (zh) | 2020-06-12 |
| CA3062762A1 (en) | 2019-11-28 |
| WO2018199791A1 (ru) | 2018-11-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2566113C2 (ru) | Получение высокопрочного титана | |
| Figueiredo et al. | Developing superplasticity in a magnesium AZ31 alloy by ECAP | |
| JP6696202B2 (ja) | α＋β型チタン合金部材およびその製造方法 | |
| RU2691434C2 (ru) | Листовой материал на основе титанового сплава для низкотемпературной сверхпластической деформации | |
| CN112601829B (zh) | 抗蠕变钛合金 | |
| Zhao et al. | Microstructure evolution and mechanical properties of Ti-6Al-4V alloy prepared by multipass equal channel angular pressing | |
| Figueiredo et al. | Processing magnesium alloys by severe plastic deformation | |
| Ridley et al. | Effect of cavitation on post-deformation tensile properties of a superplastic copper-base alloy | |
| Fatemi et al. | Alleviation of mechanical anisotropy in ultrafine/nano-grained AZ31 magnesium alloy | |
| Gaisin et al. | Microstructure and hot deformation behavior of two-phase boron-modified titanium alloy VT8 | |
| Vevecka-Priftaj et al. | Strain rate sensitivity of ultrafine grained aluminium alloy AA6061 | |
| WO2011118127A1 (ja) | マグネシウム系材料の処理方法およびマグネシウム合金部材 | |
| WO2021067182A1 (en) | Magnesium alloys and methods of making and use thereof | |
| CN112342431A (zh) | 一种高热稳定性等轴纳米晶Ti6Al4V-Cu合金及其制备方法 | |
| Kitazono et al. | Microstructural evolution through uniaxial hot pressing before age hardening of AZ91D alloy | |
| Pazylov | On the Hierarchy of Structural-Phase States of 1561 Aluminum Alloy | |
| Mukhtarov et al. | Influence of the deformational heat treatment on the structure and mechanical properties of nickel-iron alloy | |
| Gruber et al. | A novel method for the determination of high temperature FLCs of ECAP-processed aluminum AA5083 sheet metal | |
| Yuzbekova et al. | Low-temperature superplasticity in an Al-Mg-Sc alloy processed by ECAP | |
| CN112251643B (zh) | 一种高热稳定性等轴纳米晶Ti6Al4V-Mn合金及其制备方法 | |
| Shagiev et al. | Superplastic forming of titanium alloys at 700 C | |
| VATANSEVER et al. | SUPERPLASTIC FORMING OF ALUMINUM ALLOYS | |
| Gadallah et al. | Microstructure Characterizations and Mechanical Properties of 1050-aluminum Deformed by Equal Channel Angular Pressing | |
| RU2575264C1 (ru) | Способ изготовления листовой заготовки из алюминиево-магниевого сплава | |
| Figueiredo et al. | Factors Influencing Ductility in Ultrafine-Grained Metals Processed by Equal-Channel Angular Pressing |