RU2691690C2 - Titanium alloy and the method of manufacturing the casing for products that experience cyclic loads - Google Patents
Titanium alloy and the method of manufacturing the casing for products that experience cyclic loads Download PDFInfo
- Publication number
- RU2691690C2 RU2691690C2 RU2017116690A RU2017116690A RU2691690C2 RU 2691690 C2 RU2691690 C2 RU 2691690C2 RU 2017116690 A RU2017116690 A RU 2017116690A RU 2017116690 A RU2017116690 A RU 2017116690A RU 2691690 C2 RU2691690 C2 RU 2691690C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- workpiece
- alloy
- titanium
- temperature
- waveguide
- Prior art date
Links
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 10
- 229910001069 Ti alloy Inorganic materials 0.000 title claims description 28
- 125000004122 cyclic group Chemical group 0.000 title description 12
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 60
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims abstract description 60
- 238000005242 forging Methods 0.000 claims abstract description 23
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 14
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims abstract description 14
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 10
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 10
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 claims abstract description 8
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 7
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 6
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 6
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims abstract description 6
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 5
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 5
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 5
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 5
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 claims abstract description 5
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 claims abstract description 5
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims abstract description 5
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 26
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims description 15
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims description 11
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 6
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims 1
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 claims 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 2
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 2
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 18
- 239000000463 material Substances 0.000 description 16
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 9
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 8
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 7
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 7
- 208000010392 Bone Fractures Diseases 0.000 description 6
- 206010017076 Fracture Diseases 0.000 description 6
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 6
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 6
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 6
- 230000008569 process Effects 0.000 description 6
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 6
- 238000011161 development Methods 0.000 description 5
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 5
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 4
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 4
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 4
- 239000000047 product Substances 0.000 description 4
- 230000009471 action Effects 0.000 description 3
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 3
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 3
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 3
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 2
- 230000002950 deficient Effects 0.000 description 2
- 239000011148 porous material Substances 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 2
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 2
- 102220631336 NCK-interacting protein with SH3 domain_C21F_mutation Human genes 0.000 description 1
- 208000013201 Stress fracture Diseases 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 238000013467 fragmentation Methods 0.000 description 1
- 238000006062 fragmentation reaction Methods 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 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
- 238000012544 monitoring process Methods 0.000 description 1
- 239000002086 nanomaterial Substances 0.000 description 1
- 230000010355 oscillation Effects 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 239000011265 semifinished product Substances 0.000 description 1
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 1
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 238000005382 thermal cycling Methods 0.000 description 1
- 238000000844 transformation Methods 0.000 description 1
- 238000002604 ultrasonography Methods 0.000 description 1
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
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
- B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
- B21J5/00—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor
-
- 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
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)
- Forging (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к области ультразвуковых технологических систем различного назначения и может быть использовано для создания ультразвуковых электродов обладающих высоким ресурсом работы.The invention relates to the field of ultrasonic technological systems for various purposes and can be used to create ultrasonic electrodes with a high service life.
Область техники известна из технического решения содержащего волновод, выполненный в виде стержня цилиндрической формы из титанового сплава. (Патент RU 45325, заявка 2005100674 от 11.01. 2003 г. МПК В24В 1/04). В данном техническом решении не указан состав сплава титана, из которого изготовлен волновод.The technical field is known from the technical solution containing a waveguide, made in the form of a rod of cylindrical shape from a titanium alloy. (Patent RU 45325, application 2005100674 of January 11, 2003, IPC В24В 1/04). In this technical solution is not specified the composition of the titanium alloy, from which the waveguide is made.
Известно техническое решение, в котором проведены исследования титанового сплава, для использования в качестве волноводов высокоамплитудных акустических систем. В данной работе исследовался промышленный сплав ПТ-3В (4,66 масс. % Аl, 1,92 масс. % V) с исходной крупнозернистой структурой (200-400) мкм и ультромелкозернистой (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-ЗВ с ультрадисперсной структурой для волноводов высокоамплитудных акустических систем». Вопросы материаловедения, 2009 г. №4, стр15-19.). 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. Данное техническое решение принято в качестве прототипа.Known technical solution, in which studies of titanium alloy, for use as waveguides of high-amplitude acoustic systems. In this work, an industrial alloy PT-3B (4.66 wt.% Al, 1.92 wt.% V) with an initial coarse-grained structure of (200–400) µm and an ultra-fine-grained (UFM) structure of 0.37 µm, obtained by the method of plastic deformation - by the method of comprehensive pressing in the temperature range 1073-773 K. This alloy is widely used for the manufacture of acoustic waveguides, ultrasound systems for various purposes (E.N. Naidenkin, etc. “PT-ZV titanium alloy with ultradisperse structure for waveguides of high-amplitude acoustic systems Themes. ”Questions of materials science, 2009 No. 4, pp. 15-19.). A comparative study of the structure, mechanical and acoustic properties of the PT-3B alloy in the coarse-crystalline and ultrafine-grained states was carried out. A uniform ultrafine-grained structure with an average grain size of grain-subgrain structure of 0.37 μm was formed by the method of comprehensive pressing in titanium alloy PT-3V. As a result, significantly increased the mechanical properties of the material under study. Thus, the microhardness of an ultrafine-grained alloy increases by about 25%, and the destruction of the waveguides of this material occurs when the ultrasonic power input is 1.5–2 times greater than that of the coarse-grained waveguide. Significantly increases the service life under high-cycle load of such waveguides in conditions of high power density of the ultrasonic system. This technical solution was made as a prototype.
Недостаток использования сплавов на основе титана ПТ-3В в качестве волновода заключается в недостаточном ресурсе работы в условиях повышенной частоты ультразвуковых колебаний (УЗК).The lack of use of alloys based on titanium PT-3B as a waveguide is the lack of service life in conditions of high frequency ultrasonic vibrations (UT).
Задачей заявляемого решения является повышение безопасности работы ультразвуковых волноводов, повышение качества выполняемых работ ультразвуковыми электродами обладающими повышенным ресурсом работы в области высокого ультрачастотного диапазона.The objective of the proposed solution is to improve the safety of ultrasonic waveguides, improving the quality of work performed by ultrasonic electrodes with an increased service life in the high-frequency range.
Технический результат, достигаемый в процессе решения поставленной задачи, заключается в расширение ультрачастотного диапазона работы волновода в область более высоких частот.The technical result achieved in the process of solving the task, is to expand the ultra-frequency range of the waveguide in the region of higher frequencies.
Технический результат достигается сплавом на основе титана, содержащим алюминий, при этом дополнительно содержит молибден; цирконий; кремний; железо; кислород; углерод; водород; азот, при следующем соотношение компонентов, мас. %:The technical result is achieved by an alloy based on titanium containing aluminum, and additionally contains molybdenum; zirconium; silicon; iron; oxygen; carbon; hydrogen; nitrogen, with the following ratio of components, wt. %:
Титан остальное, имеет равномерную, 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 сетки α-фазы на границах β зерен. Кроме этого сплав имеет предел прочности на разрыв не менее 1200 МПа при соотношении параметров σ0,2/σB, не менее 0,9, где σ0,2 - предел текучести, МПа, σB - предел прочности, МПа.The remaining titanium has a uniform, finely dispersed microstructure with a grain size of (0.5-5.0) μm, containing an equiaxial α-phase in an amount of (40-80)% in the transformed β-matrix without a continuous α-phase network at the boundaries β grains. In addition, the alloy has a tensile strength of not less than 1200 MPa with a ratio of parameters σ 0.2 / σ B , not less than 0.9, where σ 0.2 is the yield strength, MPa, σ B is the tensile strength, MPa.
Расширение ультрачастотного диапазона работы волновода в область более высоких частот в предлагаемом сплаве для волноводов высокоамплитудных акустических систем 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 структуру максимально противостоящей разрушению при воздействии на материал высокочастотных ультразвуковых колебаний.Expansion of the ultrafrequency range of the waveguide operation to higher frequencies in the proposed alloy for waveguides of high-amplitude acoustic systems is achieved by creating a multi-grain structure with increased resistance to fracture under cyclic loads changing with high frequency. The alloy should have not only the UMP structure, it should have the structure as resisting as possible. destruction when exposed to material high-frequency ultrasonic vibrations.
При разработке структуры сплава авторами были использованы основные положения механики разрушения твердых тел. Рассматривался механизм разрушения применительно к титановому сплаву имеющего различную структуру и подвергаемого 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. 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 сплошностей 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, что бы максимально сопротивляться разрушения на каждой из указанных стадий.When developing the structure of the alloy, the authors used the basic principles of the mechanics of destruction of solids. The destruction mechanism was considered with reference to a titanium alloy having a different structure and subjected to cyclic compression and tension with high frequency. First of all, it should be noted that the ultrasonic vibrations in the waveguide create compression and tension zones, the magnitude of these stress zones in the material depends on the ultrasonic testing parameters, frequency and amplitude. The process of destruction of a titanium alloy waveguide as a result of the action of ultrasonic vibrations is multistage. It begins in the defective places of the crystal lattice, where there are violations of its periodicity, and goes through the following stages: an accumulation of defects, leading to a local stress concentration; the formation of germinal microcracks, i.e. discontinuities of the lattice of the crystal lattice in certain areas; development and association of germinal microcracks up to the formation of major fracture cracks; the destruction of the waveguide into several parts. The properties of the alloy structure must be such as to resist maximum destruction at each of these stages.
В прототипе исследовался сплав с исходной зернистость 200-400 мкм и сплав с ультромелкозернистой структурой, полученной методом интенсивной пластической деформации - методом всестороннего прессования в интервале температур 1073-773 К зернистостью 0,37 мкм.In the prototype, an alloy with an initial grain size of 200–400 μm and an alloy with an ultra-fine-grained structure obtained by the method of intense plastic deformation — the method of all-round pressing in the temperature range 1073–773 K with a grain size of 0.37 μm was studied.
Очевидно, что на стадии скопления дефектов, сплав с высокой зернистостью 200-400 мкм, имеющий больший размер кристаллитов, и большой 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 значительной дольше, чем в сплавах имеющих большой размер зерна. Практически данная стадия и определяет работоспособность волновода. 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.It is obvious that at the stage of accumulation of defects, an alloy with a high grain size of 200–400 μm, which has a larger crystallite size, and a large border size between individual crystals will resist UT better than an alloy with a UFM structure having much more defects in the structure. But the stage of formation of germinal microcracks, i.e. The discontinuities of the crystal lattice in certain areas, in an alloy with a UMZ structure, will take significantly longer from the action of ultrasonic vibrations than in alloys with a large grain size. Practically, this stage determines the efficiency of the waveguide. This is due to the ability of the UMP structure to withstand the stresses arising in the material during ultrasonic testing, the microvolumes of which are periodically compressed and stretched. To obtain a discontinuity in the coarse-grained alloy, 400 µm in size, transcrystalline fracture of one coarse grain is sufficient, or intercrystalline fracture of the boundaries of two grains, whereas in an alloy with a UMP structure, the micro-fracture will require 1000 grains and grain boundaries. Consequently, the energy required to produce such a discontinuity of the gaps will be 1000 times more. The sizes of discontinuities of cohesion in a coarse-grained alloy will be two to three orders of magnitude greater than in an alloy with a UFG structure, and, therefore, their growth to microcracks and exit to the surface will be faster.
Иной характер разрушения титанового сплава происходит в сплаве имеющем равномерную, 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 сетки α-фазы на границах β зерен.A different nature of the destruction of the titanium alloy occurs in an alloy having a uniform, fine microstructure with a grain size of (0.5-5.0) μm, containing an equiaxial α-phase in the amount of (40-80)% in the transformed β-matrix without a continuous α mesh -phases at the β-grain boundaries.
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 тормозится 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, будут 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.At the stage of accumulation of defects, in which an increase in the local stress concentration occurs, an alloy with a differently grained structure having submelk and fine grains in the structure will withstand much longer than an alloy with a UMP structure. This is due to the fact that the structure of the alloy has a lower imperfection. At the second stage of destruction, the originating micro-gaps on submelon grains, when growing, will be inhibited on small grains, while on alloys with UMZ the braking period will be much less, since the microfunction that originated is comparable to the size of the neighboring grain. The presence in the structure of grains with different sizes from different phases, with different parameters of crystal lattices, will create grain boundaries with different degrees of tension in the alloy, which will create an additional obstacle to the development of microcracks. Thus, the different-grain structure of the alloy has a greater ability to resist destruction at each of the previously specified stages of the mechanism of destruction.
Сплав имеет повышенную ударную вязкость и циклическую трещиностойкость, пониженную чувствительность к концентраторам напряжений, а также пониженное порообразование при циклических нагрузках в зоне наибольших напряжений. Такие свойства достигаются увеличением процентного содержания алюминия, а также замена ванадия молибденом, получением оптимального сочетания α и β стабилизирующих элементов в сплаве. Это позволяет увеличить прочность материала на 20% по сравнению с промышленным сплавом ПТ-3В, а также улучшить усталостные свойства. Увеличение прочности и улучшение усталостных свойств приводит к тому, что волновод может работать большее время и при более высоких нагрузках. С целью увеличения и стабилизации альфа-фазы, в сплав было добавлено относительно высокое количество алюминия, и 2,1-3% циркония. Стабилизация альфа-фазы увеличивает прочность сплава и его сопротивление ползучести, что в конечном итоге приводит к увеличению срока службы волновода. Дополнительно цирконий улучшает коррозионную стойкость материала. Оптимальное содержание альфа- и бета-фазы также дает лучший контроль микроструктуры в процессе термомеханической обработки сплава, что позволяет получать сплавы для изготовления волноводов работающих на высоких частотах. Наличие однородной микроструктуры необходимо для получения равномерных акустических свойств по всему объему материала, что является одним из важнейших условий для производства волноводов.The alloy has increased toughness and cyclic crack resistance, reduced sensitivity to stress concentrators, as well as reduced pore formation under cyclic loads in the zone of greatest stresses. Such properties are achieved by increasing the percentage of aluminum, as well as replacing vanadium with molybdenum, obtaining an optimal combination of α and β stabilizing elements in the alloy. This allows you to increase the strength of the material by 20% compared with industrial alloy PT-3B, as well as improve fatigue properties. The increase in strength and improvement of fatigue properties leads to the fact that the waveguide can work more time and at higher loads. In order to increase and stabilize the alpha phase, a relatively high amount of aluminum and 2.1-3% zirconium was added to the alloy. Stabilization of the alpha phase increases the strength of the alloy and its creep resistance, which ultimately leads to an increase in the service life of the waveguide. Additionally, zirconium improves the corrosion resistance of the material. The optimum content of alpha and beta phases also gives better control of the microstructure in the process of thermomechanical processing of the alloy, which allows to obtain alloys for the manufacture of waveguides operating at high frequencies. The presence of a homogeneous microstructure is necessary to obtain uniform acoustic properties throughout the material, which is one of the most important conditions for the production of waveguides.
Получение сплава на основе титана для ультразвуковых волноводов реализовано процессом получение заготовки методом ковки.Production of titanium-based alloy for ultrasonic waveguides is implemented by the process of obtaining a billet by forging.
Известно техническое решение, в котором проведены исследования титанового сплава, для использования в качестве волноводов высокоамплитудных акустических систем. В данной работе исследовался промышленный сплав ПТ-3В (4,66 масс. % А1, 1,92 масс. % V) с исходной крупнозернистой структурой (200-400) мкм и ультромелкозернистой (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, стр15-19.). 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 зеренносубзеренной 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.Known technical solution, in which studies of titanium alloy, for use as waveguides of high-amplitude acoustic systems. In this work, an industrial alloy PT-3B (4.66 wt.% A1, 1.92 wt.% V) with an initial coarse-grained structure of (200–400) µm and an ultra-fine-grained (UFM) structure of 0.37 µm, obtained by the method of plastic deformation - by the method of comprehensive pressing in the temperature range 1073-773 K. This alloy is widely used for the manufacture of acoustic waveguides, ultrasonic systems for various purposes. (E.N. Naidenkin et al. "Titanium alloy PT-3B with ultrafine structure for waveguides of high-amplitude acoustic systems". Materials science, 2009, No. 4, pp. 15-19.). A comparative study of the structure, mechanical and acoustic properties of the PT-3B alloy in the coarse-crystalline and ultrafine-grained states was carried out. A uniform ultrafine-grained structure with an average grain size of grain-grain structure of 0.37 μm was formed by the method of all-round pressing in titanium alloy PT-3V. As a result, significantly increased the mechanical properties of the material under study. Thus, the microhardness of an ultrafine-grained alloy increases by about 25%, and the destruction of the waveguides of this material occurs when the ultrasonic power input is 1.5–2 times greater than that of the coarse-grained waveguide. Significantly increases the service life under high-cycle load of such waveguides in conditions of high power density of the ultrasonic system.
Недостаток использования сплавов на основе титана ПТ-3В в качестве волновода заключается в недостаточном ресурсе работы в условиях повышенной частоты ультразвуковых колебаний (УЗК).The lack of use of alloys based on titanium PT-3B as a waveguide is the lack of service life in conditions of high frequency ultrasonic vibrations (UT).
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…0,4 Тпл, 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 ряд 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).Traditionally, hardening of titanium alloys is achieved by their doping, thermomechanical treatment, i.e. due to the management of the chemical composition and phase-structural transformations. A new effective way to improve the physicomechanical properties of industrial metals and alloys is the creation of ultrafine-grained (UFG) structures using intensive plastic deformation (SPD) methods, which allow to achieve very large plastic deformations at relatively low temperatures (usually 0.3 ... 0, 4 Тпл, К) in conditions of high applied pressure. (Valiev R.Z., Aleksandrov I.V. Nanostructured materials subjected to severe plastic deformation. M .: Logos, 2000. - 272 p.). Studies (Malygin GA, Solid State Physics. 6 (49), pp. 961-982, 2007) show that obtaining an ultrafine-grained structure with an average grain size of less than 1 micron in structural alloys allows, on the one hand, to increase their characteristics of strength, fatigue resistance, wear resistance, on the other hand, the practical application of such materials hinders a number of drawbacks, which primarily include reduced thermal stability, toughness, cyclic crack resistance, increased sensitivity to stress concentrators, as well as pore formation under cyclic loads in the zone of greatest stresses (near-surface zone).
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 С21F 1/18).A method of producing blanks is known, which includes heating the billet (α + β) of a titanium alloy at (20-30) ° C below the polymorphic transformation temperature and subsequent deformation with varying degrees of deformation (Patent 1225662 by request: 3576642 dated 04.04.1983, IPC C21F 1 /18).
Данный способ не позволяет получить необходимую макро- и микроструктуру в заготовке, что отрицательно сказывается на качестве получаемых изделий.This method does not allow to obtain the necessary macro- and microstructure in the workpiece, which adversely affects the quality of the products obtained.
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 по способу ковки сплава на основе титана.A known method of stamping a billet of titanium alloys, comprising at least two transitions of preliminary stamping and final stamping, heating the workpiece for each transition of stamping and cooling it after each transition, characterized in that the heating of the workpiece under each transition of preliminary stamping is carried out to a temperature above the beginning temperature polymorphic transformation, cooling the workpiece after each transition preforging is carried out to a temperature below the temperature of the end of the polymorphic revrascheniya and final forging is carried out in the temperature range of the polymorphic transformation start and complete polymorphous transformation. (Patent 2229952 on application: 2002130537 of November 15, 2002, IPC B21J 5/00). This technical solution was adopted as a prototype for the method of forging an alloy based on titanium.
Данный способ не позволяет получить необходимую макро- и микроструктуру в заготовке, что отрицательно сказывается на качестве получаемых изделий.This method does not allow to obtain the necessary macro- and microstructure in the workpiece, which adversely affects the quality of the products obtained.
Задачей данного технического решения является получения оптимальной структуры заготовки для изделий испытывающих циклические нагрузки.The objective of this technical solution is to obtain the optimal structure of the workpiece for products experiencing cyclic loads.
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, σB, не менее 1200 МПа, при соотношении параметров σ0,2/σB, не менее 0,9, где σ0,2 - предел текучести, МПа, σB - предел прочности, МПа.In the process of solving the task, a technical result is achieved which consists in reducing the granularity, obtaining a fine microstructure with a grain size (0.5-5.0) μm, containing an equiaxial α-phase in the amount of (40-80)% in the transformed β-matrix without continuous α-phase grid at the β-grain boundaries, with high values of tensile strength, σ B , not less than 1200 MPa, with a ratio of parameters σ 0.2 / σ B , not less than 0.9, where σ 0.2 is the limit yield strength, MPa, σ B - ultimate strength, MPa.
Указанный технический результат достигается способом изготовления заготовки для элементов, испытывающих циклические нагрузки, из сплава на основе титана, включающем этапы ковки заготовки при температуре выше температуры полного полиморфного превращения, охлаждение заготовки после этапа ковки, до температуры ниже температуры полиморфного превращения, при этом на первом и третьем этапах ковки нагревают заготовку из титанового сплава до температуры выше температуры полного полиморфного превращения T1=Tβ+(40÷430)°C, где Тβ - температура фазового альфа-бета перехода, на втором этапе нагревают заготовку из титанового сплава ниже полиморфного превращения Т2=Тβ-(0÷60)°С, ковку проводят с деформацией (1,1-1,4) в течении (10-20) минут при вращении заготовки вокруг своей оси по схеме один полный оборот заготовки с поворотом каждый раз на 90°, второй оборот с поворотом заготовки каждый раз на 45°, третий оборот с поворотом заготовки каждый раз на 22°, после каждого этапа проводят закалку или быстрое охлождение заготовки в воду, после третьего этапа все последующие ковки проводят при нагреве заготовки до температуры Т2=Тβ-(0÷60)°С, ковку проводят с деформацией (1,2-1,5) в течении (5-10) минут, при повороте заготовки вокруг своей оси каждый раз на 90°. Полученный пруток подвергают обкатке поверности - проводят ковку при вращении заготовки вокруг своей оси по схеме один полный оборот заготовки с поворотом каждый раз на 22°. Далее пруток подвергают отжигу при температуре (830-870)°С в течении (40-80) минут, затем охлаждают.Кроме этого, сплав на основе титана имеет равномерную, 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 сетки α-фазы на границах β зерен.This technical result is achieved by a method of manufacturing a workpiece for elements experiencing cyclic loads of an alloy based on titanium, which includes the steps of forging the workpiece at a temperature above the temperature of complete polymorphic transformation, cooling the workpiece after the forging stage to a temperature below the temperature of polymorphic transformation, at the first and in the third forging stage, the titanium alloy billet is heated to a temperature above the temperature of complete polymorphic transformation T 1 = T β + (40 ÷ 430) ° C, where T β is the temperature alpha-beta transition, in the second stage, the titanium alloy billet is heated below the polymorphic transformation T 2 = T β - (0 ÷ 60) ° C, forging is carried out with the deformation (1.1-1.4) during (10-20 ) minutes when the workpiece rotates around its axis according to the scheme one full turn of the workpiece with a turn each time by 90 °, a second turn with a turn of the workpiece each time by 45 °, a third turn with a turn of the workpiece each time by 22 °, after each stage, the hardening or rapid cooling of the workpiece into the water, after the third stage, all subsequent forging is carried out by heating agotovki to a temperature of T 2 = T β - (0 ÷ 60) ° C, forging is carried out with deformation (1.2-1.5) within (5-10) minutes, rotating the workpiece about its axis each time by 90 ° . The resulting bar is subjected to running-in of the surface - the forging is carried out when the workpiece is rotated around its axis according to the scheme one full turn of the workpiece with rotation each time by 22 °. Next, the rod is annealed at a temperature of (830-870) ° C for (40-80) minutes, then cooled. In addition, the titanium-based alloy has a uniform, finely dispersed microstructure with a grain size (0.5-5.0) μm containing equiaxial α-phase in the amount of (40-80)% in the transformed β-matrix without a continuous α-phase network at the boundaries of β grains.
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. 5-59).It is known that such parameters of the microstructure as the shape, size and volume ratio of the primary and secondary α-phases have the greatest influence on the mechanical properties. Using intense plastic deformation (SPD) based on the implementation of large deformations under high quasi-hydrostatic pressures in titanium alloys, a submicrocrystalline (SMC) structure is formed due to strong fragmentation and misorientation of structural units during the implementation of rotational deformation modes. One of the methods for forming SMC structures in massive samples of titanium alloys, also belonging to SPD methods, is comprehensive forging, usually accompanied by dynamic recrystallization in small surface volumes of the workpiece. (Listvin G.P., Sablina M.V. “Influence of the conditions of deformation and heat treatment on the formation of the structure and mechanical properties of semi-finished products from VT6 alloy”, Light Alloys Technology. 1989. No. 12. P. 5-59).
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 развитием динамической рекристаллизации по механизму Кана-Бюргерса, согласно которому зародышем рекристаллизации является субзерно, так и с 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=Тβ-(0÷60)°С, с небольшой 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.Heating of the billet at the first and third forging stages to a temperature above the onset of polymorphic transformation is due to the need to achieve maximum technological plasticity of the alloy and the formation of a fragmented substructure with high-angle boundaries, accompanied by the development of dynamic recrystallization according to the Cahn-Burgers mechanism, according to which the recrystallization nucleus is subzero, and development of dynamic recrystallization by the Bailey-Hirsch mechanism, when the formation of recrystallization nnyh grains occurs in a "necklace" of the original deformed grains boundaries. At the same time, to obtain a certain fraction of submicron-sized grains in bulk blanks, it is important to keep them quenched from the β-region in the first stages of high-temperature thermomechanical processing (HTMT). Further, an alloy with such a microstructure consisting of submicron and micron size grains is subjected to comprehensive forging at T 2 = T β - (0 ÷ 60) ° C, with a small degree of deformation in order to grind the grain to (0.5-5.0) μm and obtaining an equilibrium structure of the α-phase and an elongated alpha in the transformed β matrix.
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.Quenching or rapid cooling of the workpieces after the first three stages of forging is caused by the need to grind the grain, not only by deformation, but also by phase hardening. Heating of the billet at the forging stages up to the temperature of the onset of polymorphic transformation and complete polymorphic transformation is due to the fact that in this interval the effect of double grain refinement by plastic deformation and phase recrystallization is achieved. Repeated thermal cycling and combining the operations of deformation, phase recrystallization and recrystallization allows to obtain an optimal microstructure in the product with a high complex of physicomechanical properties.
Повышение прочности сплава при циклических нагрузках в предлагаемом способе ковки сплава на основе титана для волноводов достигается за счет создания разнозеренной структуры, имеющей повышенную сопротивляемость разрушению при циклических нагрузках изменяющихся с высокой частотой. Сплав должен иметь не только УМЗ структуру, но также и разнозеренную структуру максимально противостоящую разрушению при воздействии на материал высокочастотных ультразвуковых колебаний.Increasing the strength of the alloy under cyclic loads in the proposed method of forging an alloy based on titanium for waveguides is achieved by creating a multi-grain structure having an increased resistance to fracture under cyclic loads varying with high frequency. The alloy should have not only the UMP structure, but also a multi-grain structure that maximally resists destruction when exposed to high-frequency ultrasonic vibrations.
При разработке структуры сплава авторами были использованы основные положения механики разрушения твердых тел. Рассматривался механизм разрушения применительно к титановому сплаву имеющего различную структуру и подвергаемого 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. 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 сплошностей 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, что бы максимально сопротивляться разрушению на каждой из указанных стадии.When developing the structure of the alloy, the authors used the basic principles of the mechanics of destruction of solids. The destruction mechanism was considered with reference to a titanium alloy having a different structure and subjected to cyclic compression and tension with high frequency. First of all, it should be noted that the ultrasonic vibrations in the waveguide create compression and tension zones, the magnitude of these stress zones in the material depends on the ultrasonic testing parameters, frequency and amplitude. The process of destruction of a titanium alloy waveguide as a result of the action of ultrasonic vibrations is multistage. It begins in the defective places of the crystal lattice, where there are violations of its periodicity, and goes through the following stages: an accumulation of defects, leading to a local stress concentration; the formation of germinal microcracks, i.e. discontinuities of the lattice of the crystal lattice in certain areas; development and association of germinal microcracks up to the formation of major fracture cracks; the destruction of the waveguide into several parts. The properties of the alloy structure must be such as to resist maximum destruction at each of the indicated stages.
Сравнительные испытания.Comparative tests.
Был подготовлен образец ступенчатого волновода из заявляемого сплава с выходным диаметром 8 мм (по аналогии с прототипом). Параметры состава титанового сплава представлены в таблице 1.A sample of a stepped waveguide from the inventive alloy with an output diameter of 8 mm (by analogy with the prototype) was prepared. The parameters of the composition of the titanium alloy are presented in table 1.
Были проведены испытания по определению предельного времени работы волновода до разрушения при тех же параметрах, что и в прототипе: частота 21 кГц, мощность 600 Вт. Колебания в образце возбуждались с помощью ультрозвуковых преобразователей. Образец из предлагаемого сплава не разрушился в течении 4 часов испытаний. Прототип при тех же условиях проработал всего лишь 1320 секунд (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). Данные испытания показывают, что предлагаемый сплав имеет значительно больший ресурс работы по сравнению с прототипом.Tests were carried out to determine the limiting time of the waveguide to failure with the same parameters as in the prototype: frequency 21 kHz, power 600 watts. Oscillations in the sample were excited using ultrasonic transducers. The sample of the proposed alloy did not collapse within 4 hours of testing. The prototype under the same conditions worked for only 1320 seconds (E.N. Naidenkin et al. “PT-3V titanium alloy with an ultradisperse structure for waveguides of high-amplitude acoustic systems.” Materials Science, 2009, No. 4, pp. 15-19). These tests show that the proposed alloy has a significantly greater resource of work compared to the prototype.
Дале было подготовлено 5 заготовок титанового сплава с составом представленным в таблице 2.Dale was prepared 5 titanium alloy blanks with the composition shown in Table 2.
В последствии каждая заготовка подвергалась ковке по предлагаемому способу. Были определены физико-механические свойства. Результаты исследований представлены в таблице.3.Subsequently, each billet was subjected to forging by the proposed method. Physical and mechanical properties were determined. The research results are presented in table.3.
Были изготовлены волноводы и проводились испытания в производственных условиях на ультрозвуковом сварочном аппарате USP750. Использовались следующие режимы: сила прижатия 750 Н, частота 35 kHz, мощность 1 кВт. Таким образом был определен оптимальный состав титанового сплава для волноводов. Результаты испытаний представлены в таблице 4.Waveguides were manufactured and production tests were carried out on an USP750 ultrasonic welding machine. The following modes were used: pressing force 750 N, frequency 35 kHz, power 1 kW. Thus, the optimal composition of the titanium alloy for waveguides was determined. The test results are presented in table 4.
Сваривали пластмассу, материал отлично сваривается. После 9 месяцев работы сварочного оборудования, провели ультрозвуковой контроль волновода по стандарту AMS 2631 класс АА. Дефекты не обнаружены, что подтверждает высокий ресурс работы волновода. Предлагаемый титановый сплав химического состава при сохранении мелкодисперсной микроструктуры позволяет значительно увеличить ресурс работы волновода.Welded plastic, the material is well welded. After 9 months of operation of the welding equipment, we conducted an ultrasonic monitoring of the waveguide according to AMS 2631 class AA. No defects were detected, which confirms the high lifetime of the waveguide. The proposed titanium alloy of chemical composition while maintaining a fine microstructure can significantly increase the service life of the waveguide.
Claims (9)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2017116690A RU2691690C2 (en) | 2017-05-12 | 2017-05-12 | Titanium alloy and the method of manufacturing the casing for products that experience cyclic loads |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2017116690A RU2691690C2 (en) | 2017-05-12 | 2017-05-12 | Titanium alloy and the method of manufacturing the casing for products that experience cyclic loads |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2017116690A RU2017116690A (en) | 2018-11-13 |
| RU2017116690A3 RU2017116690A3 (en) | 2018-11-13 |
| RU2691690C2 true RU2691690C2 (en) | 2019-06-17 |
Family
ID=64317026
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2017116690A RU2691690C2 (en) | 2017-05-12 | 2017-05-12 | Titanium alloy and the method of manufacturing the casing for products that experience cyclic loads |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2691690C2 (en) |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US2893864A (en) * | 1958-02-04 | 1959-07-07 | Harris Geoffrey Thomas | Titanium base alloys |
| RU2266171C1 (en) * | 2004-06-04 | 2005-12-20 | ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение (ВСМПО) | METHOD FOR MAKING INTERMEDIATE BLANK OF (α+β) TITANIUM ALLOYS |
| US20070193018A1 (en) * | 2006-02-23 | 2007-08-23 | Ati Properties, Inc. | Methods of beta processing titanium alloys |
| DE102006031469A1 (en) * | 2006-07-05 | 2008-01-10 | Wickeder Westfalenstahl Gmbh | Method for producing a component from a titanium flat product for high-temperature applications |
| RU2581331C2 (en) * | 2010-09-15 | 2016-04-20 | ЭйТиАй ПРОПЕРТИЗ, ИНК. | Method for thermomechanical processing of workpiece made of titanium or titanium alloy |
-
2017
- 2017-05-12 RU RU2017116690A patent/RU2691690C2/en active
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US2893864A (en) * | 1958-02-04 | 1959-07-07 | Harris Geoffrey Thomas | Titanium base alloys |
| RU2266171C1 (en) * | 2004-06-04 | 2005-12-20 | ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение (ВСМПО) | METHOD FOR MAKING INTERMEDIATE BLANK OF (α+β) TITANIUM ALLOYS |
| US20070193018A1 (en) * | 2006-02-23 | 2007-08-23 | Ati Properties, Inc. | Methods of beta processing titanium alloys |
| DE102006031469A1 (en) * | 2006-07-05 | 2008-01-10 | Wickeder Westfalenstahl Gmbh | Method for producing a component from a titanium flat product for high-temperature applications |
| RU2581331C2 (en) * | 2010-09-15 | 2016-04-20 | ЭйТиАй ПРОПЕРТИЗ, ИНК. | Method for thermomechanical processing of workpiece made of titanium or titanium alloy |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| RU2017116690A (en) | 2018-11-13 |
| RU2017116690A3 (en) | 2018-11-13 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2681033C2 (en) | Method for producing titanium alloy billets for products experiencing variable mechanical loads | |
| Galiyev et al. | Continuous dynamic recrystallization magnesium alloy | |
| Bai et al. | Microstructure evolution and cyclic deformation behavior of Ti-6Al-4 V alloy via electron beam melting during low cycle fatigue | |
| Huang et al. | Evolution of Strength and Homogeneity in a Magnesium AZ31 Alloy Processed by High‐Pressure Torsion at Different Temperatures | |
| US5649280A (en) | Method for controlling grain size in Ni-base superalloys | |
| Xue et al. | Intrinsic high cycle fatigue behavior of ultrafine grained pure Cu with stable structure | |
| JP2011080146A (en) | Method of heat treating ni-based superalloy article and article made thereby | |
| Mulyukov et al. | Current achievements on superplasticity and related phenomena at the Institute for Metals Superplasticity Problems | |
| Fuloria et al. | Mechanical properties and microstructural evolution of ultrafine grained zircaloy-4 processed through multiaxial forging at cryogenic temperature | |
| RU2664346C1 (en) | Method for producing titanium alloy billets for products experiencing variable mechanical loads | |
| 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 | |
| Semenova et al. | Features of Duplex Microstructural Evolution and Mechanical Behavior in the Titanium Alloy Processed by Equal‐Channel Angular Pressing | |
| Zhou et al. | Influence of temperature on creep behavior, mechanical properties and microstructural evolution of an Al-Cu-Li alloy during creep age forming | |
| Yang et al. | Effect of power spinning and heat treatment on microstructure evolution and mechanical properties of duplex low-cost titanium alloy | |
| Brodova et al. | Formation of a submicrocrystalline structure upon dynamic deformation of aluminum alloys | |
| He et al. | Flow behaviors and microstructural evolutions of nickel-based ODS superalloys during hot deformation | |
| RU2758044C1 (en) | Method for manufacturing forged billet in form of bar from (a+b)-titanium alloys | |
| RU2691690C2 (en) | Titanium alloy and the method of manufacturing the casing for products that experience cyclic loads | |
| Ghorbani et al. | Microstructural evolution and room temperature mechanical properties of AZ31 alloy processed through hot constrained compression | |
| RU2691787C2 (en) | Titanium-based alloy | |
| RU2691692C2 (en) | Titanium-based alloy | |
| RU2675673C2 (en) | Titanium-based alloy | |
| RU2681030C2 (en) | Titanium-based alloy | |
| RU2758735C1 (en) | METHOD FOR MANUFACTURING A FORGED WORKPIECE IN THE FORM OF A ROD FROM (α+β)-TITANIUM ALLOYS | |
| Anil Kumar et al. | Solution Treatment and Aging (STA) Study of Ti Alloy Ti5Al3Mo1. 5V |