WO2013137765A1 - Ультрамелкозернистый двухфазный альфа-бета титановый сплав и способ его получения - Google Patents

Ультрамелкозернистый двухфазный альфа-бета титановый сплав и способ его получения Download PDF

Info

Publication number
WO2013137765A1
WO2013137765A1 PCT/RU2012/000349 RU2012000349W WO2013137765A1 WO 2013137765 A1 WO2013137765 A1 WO 2013137765A1 RU 2012000349 W RU2012000349 W RU 2012000349W WO 2013137765 A1 WO2013137765 A1 WO 2013137765A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
phase
deformation
grains
plastic deformation
alloy
Prior art date
Application number
PCT/RU2012/000349
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Ирина Петровна СЕМЕНОВА
Георгий Иосифович РААБ
Вероника Васильевна ПОЛЯКОВА
Руслан Зуфарович ВАЛИЕВ
Original Assignee
Федеральное Государственное Бюджетное Образовательное Учреждение Высшего Профессионального Образования "Уфимский Государственный Авиационный Технический Университет" (Фгбоу Впо "Угату")
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Федеральное Государственное Бюджетное Образовательное Учреждение Высшего Профессионального Образования "Уфимский Государственный Авиационный Технический Университет" (Фгбоу Впо "Угату") filed Critical Федеральное Государственное Бюджетное Образовательное Учреждение Высшего Профессионального Образования "Уфимский Государственный Авиационный Технический Университет" (Фгбоу Впо "Угату")
Publication of WO2013137765A1 publication Critical patent/WO2013137765A1/ru

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B82—NANOTECHNOLOGY
    • B82Y—SPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
    • B82Y30/00—Nanotechnology for materials or surface science, e.g. nanocomposites
    • 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
    • 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

Definitions

  • the invention relates to the field of nanostructured materials with an ultrafine-grained (UFG) structure, in particular, two-phase alpha-beta (a + P) -titanium alloys, which can be used for the manufacture of semi-finished products and products in various fields of technology, mechanical engineering , medicine, as well as methods for processing these materials to form structures that provide an increased level of mechanical properties.
  • UFG ultrafine-grained
  • a + P two-phase alpha-beta
  • biphasic (a + P) -titanium alloys belong to the class of alloys with molybdenum equivalent [Mo] eq. equal to from 2.5 to 10%.
  • Mo molybdenum equivalent
  • Such alloys are usually alloyed with aluminum and ⁇ -stabilizers to fix the ⁇ -phase.
  • the amount of the ⁇ phase can fluctuate from 5 to 50%.
  • the mechanical properties vary over a fairly wide range.
  • lamellar (lamellar) structures in the alloy leads to an increase in strength with some decrease in ductility, while they have good crack resistance and fracture toughness.
  • An equiaxial structure (usually with an a-phase grain size of 15–20 ⁇ m) provides an optimal combination of strength and ductility and, as a result, fatigue resistance.
  • a decrease in the size of structural components contributes to an increase in the resistance to fatigue failure.
  • thermomechanical processing In order to achieve the optimal combination of fatigue strength and fracture toughness, most of the known methods of thermomechanical processing are aimed at creating a mixed globular-lamellar or fine-grained equiaxed structure in semi-finished products.
  • a mixed globular-lamellar microstructure in a semi-finished product can be obtained by rolling in the ⁇ -region with my cooling rate, and then stamping at a temperature not higher than the polymorphic transformation temperature (T pp ) by 100 ° C (JP3219060, IPC C22C14 / 00, C22F 1/18, publ. 09/26/1991); thermomechanical treatment, including rolling and heat treatment to transform the ( ⁇ + ⁇ ) structure into a microstructure ( ⁇ + ⁇ 2 + ⁇ ) (EP0843021, IPC C22F1 / 18, publ.
  • T pp polymorphic transformation temperature
  • a fine-grained equiaxial microstructure with a grain size of the cc phase of about 1-5 ⁇ m can be obtained, for example, by thermal hydrogen treatment (RU ⁇ Albany 21 15759, IPC C22F1 / 18, published on July 20, 1998); stepwise deformation at a temperature in the (a + P) region (RU RU ° 2196189, IPC, C22F 1/18, publ. 10.01.2003); a combination of heat treatment in the ⁇ -region, hot stamping in the (a - ⁇ ) region and final heat treatment (US 2009133786, IPC C22F 1/18, publ. 05.28.2009).
  • UFG ultrafine-grained
  • IPD intensive plastic deformation
  • nanostructured titanium has a strength of 2-2.5 times higher than ordinary titanium [RU JYO 2383654, IPC C22F1 / 18, B82BZ / 00, publ. 03/10/2010].
  • the Ti-6A1-4V alloy with a submicrocrystalline structure obtained by SPD by the comprehensive forging method is known.
  • the microstructure of the alloy was characterized by grains and subgrains of the a and ⁇ phases with an average size of 0.4 ⁇ m, a high level of internal stresses and elastic distortions of the crystal lattice, as evidenced by the inhomogeneous diffraction contrast and high density of dislocations on electron microscopic images of the structure.
  • S. Zherebtsov, G. Salishchev, R. Galeyev, K. Maekawa Mechanical properties of Ti-6Al-4V titanium alloy with submicrocrystalline structure produced by severe plastic deformation. // Materials Transactions. 2005; V. 46 (9): 2020-2025. J.
  • IPDK intense torsional plastic deformation
  • One of the disadvantages of this method is the very small size of the samples - disks with a diameter of 10 mm and a thickness of 1 mm, which limits their practical application.
  • the strength of the alloy reached high values (1750 MPa), however, the ductility is so small that the alloy becomes very brittle.
  • thermomechanical treatment of two-phase titanium alloys including heat treatment, intense plastic deformation of the workpiece by equal channel angular pressing (ECAP) at a temperature of 600 ° C and extrusion at at a temperature of 300 ° C with a drawing coefficient of at least 1, 2 in several passes (RU 52285740, ⁇ C22F1 / 18, ⁇ 21 J5 / 00, published on October 20, 2006).
  • ECAP equal channel angular pressing
  • This method as the closest to the claimed technical solution, is selected as a prototype.
  • an UFG structure with a grain / subgrain - phase size in the range from 0.2 to 0.5 ⁇ m is formed in a Ti-6A1-4V alloy billet.
  • the objective of the invention is to increase the strength and fatigue properties while maintaining good ductility ( ⁇ + ⁇ ) - titanium alloys for due to the creation of a uniform in longitudinal and cross section of the workpiece ultrafine-grained structure.
  • the problem is solved by a two-phase alpha-beta titanium alloy having a microstructure consisting of ultrafine grains of the alpha phase and beta phase with a size of less than 0.5 ⁇ m, in which, unlike the prototype, the fraction of grains with a grain shape coefficient is not more than 2 is not less than 90%, more than 40% of the grains have larger-angle boundaries, and the average dislocation density is not higher than 10 14 m- 2 .
  • the IPD is carried out by equal channel angular pressing (ECAP) or equal channel angular pressing according to the Conform scheme (ECAP-K).
  • ECAP equal channel angular pressing
  • ECAP-K equal channel angular pressing according to the Conform scheme
  • plastic deformation of the preform with a change in the shape of the preform is carried out by extrusion, or rolling, or drawing.
  • the proposed UFG alloy structure and methods for its preparation provide a higher level of strength and fatigue properties.
  • Heating a Ti-6A1-4V alloy billet at a temperature below T pp allows reducing the fraction of the globular primary a-phase to 20%, which inhibits the growth of grains of the ⁇ -solid solution. If the alloy is heated above T pp , uncontrolled growth of ⁇ -phase grains occurs, the size of which can reach 200-300 microns. [Materials Properties Handbook: Titanium Alloys, R. Boyer, G. Welsch, E. Collings, ASM International, 1998, 1048 p. (p. 490)].
  • a small number of grains of the primary a p phase remain in the structure.
  • the mixed microstructure obtained on the 1st cycle of SPD ( ⁇ + ⁇ ), in which about 80% are secondary ⁇ -phase plates, between which ⁇ -phase layers are located, and 20% are ss p- phase grains provides good deformation ability of the material during subsequent IPD cycles. [Materials Properties Handbook: Titanium Alloys, R. Boyer, G. Welsch, E. Collings, ASM International, 1998, 1048 p. (p. 490)].
  • the ⁇ phase is localized in isolated areas in the form of grains no larger than 1 ⁇ m in size, its volume fraction after SPD as a result of the decay of the ⁇ solid solution decreases from 12 to 8%.
  • the influence of rolling conditions on the formation of an ultrafine-grained structure in a two-phase alloy obtained by intense plastic deformation // Physics of Metals and Metallurgy, 2008, v. 105, N ° 6, P. 638–646.].
  • grain-boundary hardening due to a decrease in the grain size of the ⁇ phase less than 0.5 ⁇ m in accordance with the known Hall – Petch ratio for yield strength [Koks Yu.V. Physics of strength and plasticity] makes the greatest contribution to increasing the strength of an alloy.
  • Metallurgy, 1972. 304 s and also due to the formation of high-angle grain boundaries, the total share of which is not less than 60%, which, in comparison with small-angle and special boundaries, provide the greatest contribution to hardening.
  • larger-angle grain boundaries contribute to an increase in plasticity due to the involvement of grain-boundary processes in the deformation, in particular, the accumulation of dislocation at the grain boundaries.
  • the formation of ultrafine predominantly equiaxed a- and ⁇ -grains increases the crack propagation path , and the interphase boundaries increase the frequency of crack stops, which helps to maintain a sufficient fracture toughness, thereby contributing to the long-term UFG alloy.
  • FIG. 1 shows a schematic representation of the UFG structure of a two-phase alloy after processing by the proposed method
  • FIG. 2 images of the microstructure of the VT6 alloy obtained by transmission electron microscopy after processing according to the proposed method: bright field image (a), individual ⁇ -phase grain (b); electron diffraction pattern (s).
  • the method is as follows.
  • Intensive plastic deformation of the workpiece can be carried out by methods of equal-channel angular pressing or equal-channel angular pressing according to the “Conform” scheme.
  • Plastic deformation with a change in the shape of the grains can be carried out by extrusion, rolling, or drawing.
  • the bar was extruded with a deformation rate of no higher than 10 " s " 1 with a total number of cycles equal to 6.
  • the temperature in the first 2 cycles was 450 ° C, and in the next 2 cycles it was reduced to 350 and 250 ° C, respectively.
  • the last 2 extrusion cycles were carried out at a temperature of 450 ° ⁇ with a minimum deformation rate (about 10 "2 s " 1 ).
  • the diameter of the billet decreased from 19 to 10 mm ( ⁇ ⁇ 70%).
  • the preforms were annealed in air at a temperature of 300 ° C for 4 hours.
  • the obtained UFG structure in the alloy preform (Fig. 2a, b), which was formed during the implementation of the proposed processing method, has an average grain size of 150 nm.
  • the grain boundaries have a clear diffraction contrast on electron-microscopic images of the structure (Fig. 2a, b), which testifies to their large-angle disorientation.
  • the electron diffraction pattern (Fig. 2c) is characterized by reflexes uniformly spaced around the circumference without significant azimuthal blurring, which also indicates the formation of large-angle grain boundaries.
  • the dislocation density does not exceed 10 14 m 2 , which is also confirmed by the method of X-ray diffraction analysis, the ⁇ phase is distributed in the microstructure in the form of individual grains with an average size of 120 nm, according to the XRD method, its volume fraction was approximately 8%.
  • the control of mechanical properties at room temperature showed the values given in the table.
  • the table shows the mechanical properties of the alloy before thermomechanical processing according to the proposed method, as well as properties after processing according to the known method - prototype.
  • the data shown in the table show that as a result of processing by the proposed method, significantly higher indicators of strength and endurance limit while maintaining good ductility compared to processing in accordance with the prototype.
  • the proposed type of UFG structure has the potential to further increase the strength of the alloy.
  • obtaining in the UFG alloy a structure with an even smaller grain size of 100 ... 80 nm will ensure a tensile strength of up to 1750 MPa.
  • important parameters of the UFG structure should be noted at a larger angle orientation of the boundaries and a low density of lattice dislocations, which contributes to a more uniform flow of plastic deformation and reduces the likelihood of early localization of the deformation.
  • this type of UFG structure allows maintaining good ductility, which is characterized by increased values of relative and uniform elongation, in contrast to the UFG structure obtained by the known prototype method.
  • the proposed invention allows the formation of ultrafine-grained structure in biphasic (a +) -titanium alloys, which provides the material with increased mechanical and fatigue strength while maintaining good ductility, which is achieved by using intensive plastic deformation of the alloys under certain temperature and speed conditions.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Nanotechnology (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Composite Materials (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Forging (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

Изобретение относится к области наноструктурных материалов с ультрамелкозернистой структурой, в частности, двухфазных альфа-бета (+)-титановых сплавов, которые могут быть использованы для изготовления полуфабрикатов и изделий в различных отраслях техники, машиностроения, медицины, а также к способам обработки указанных материалов для формирования структур, обеспечивающих повышенный уровень механических свойств. Предложенный сплав имеет микроструктуру, состоящую из ультрамелких зерен альфа-фазы и бета-фазы с размером менее 0.5 мкм. Причем в микроструктуре сплава доля зерен с коэффициентом формы зерен не более 2 составляет не менее 90%, причем более чем 40% зерен имеют болыиеугловые границы, а средняя плотность дислокации не выше чем 1014 м-2. Способ получения УМЗ двухфазного альфа-бета титанового сплава включает термическую обработку с нагревом заготовки при температуре не выше 0,6 Тпп, последующую многоцикловую ИПД с достижением накопленной истинной степени деформации е4, после чего проводят пластическую деформацию с изменением формы заготовки со скоростью менее 10-1 с-1 в несколько циклов для обеспечения степени деформации 50%. Изобретение позволяет повысить прочностные и усталостные свойства с сохранением хорошей пластичности (+) - титановых сплавов за счет создания однородной в продольном и поперечном сечении заготовки ультрамелкозернистой структуры.

Description

УЛЬТРАМЕЛКОЗЕРНИСТЫЙ ДВУХФАЗНЫЙ АЛЬФА-БЕТА
ТИТАНОВЫЙ СПЛАВ И СПОСОБ ЕГО ПОЛУЧЕНИЯ
Изобретение относится к области наноструктурных материалов с ульт- рамелкозернистой (УМЗ) структурой, в частности, двухфазных альфа-бета (а+Р)-титановых сплавов, которые могут быть использованы для изготовле- ния полуфабрикатов и изделий в различных отраслях техники, машинострое- ния, медицины, а также к способам обработки указанных материалов для формирования структур, обеспечивающих повышенный уровень механиче- ских свойств.
Двухфазные (а+Р)-титановые сплавы по степени легирования относят- ся к классу сплавов с эквивалентом по молибдену [Мо]экв. равным от 2,5 до 10 %. [Колачев Б. А., Полъкин И. С, Талалаев В.Д. Титановые сплавы разных стран: Справочник. // М. : ВИЛС. 2000, 316 с. (с.13- 16)]. Такие сплавы обыч- но легируют алюминием и β-стабилизаторами для фиксации β-фазы. В спла- вах этого класса в отожженном состоянии количество β-фазы может коле- баться от 5 до 50%. В связи с этим механические свойства изменяются в до- вольно широких пределах. Эти сплавы получили наибольшее распростране- ние в России и за рубежом, особенно сплав Ti-6A1-4V, что объясняется его удачным легированием. [Materials Properties Handbook: Titanium Alloys, R.Boyer, G. Welsch, E. Collings, ASM International, 1998, 1048p. (p. 486-488)]. Алюминий в данном сплаве повышает прочностные и жаропрочные свойст- ва, а ванадий относится к числу немногих элементов, которые повышают не только прочностные свойства, но и пластичность. Из сплавов системы Ti- 6A1-4V получают прутки, трубы, профили, поковки, штамповки, плиты, лис- ты, ленту и фольгу. Их используют для изготовления сварных и сборных конструкций летательных аппаратов, целого ряда конструктивных элементов авиационной, ракетной техники, а также для изготовления медицинских им- плантатов в травматологии, ортопедии, стоматологии.
Механические свойства (сс+Р)-титановых сплавов зависят от парамет- ров формирующейся микроструктуры в процессе получения полуфабриката и его термомеханической обработки. [Materials Properties Handbook: Titanium Alloys, R.Boyer, G. Welsch, E. Collings, ASM International, 1998, p. 522-527; Ko- лачев Б. А., Польши К С, Талалаев В.Д. Титановые сплавы разных стран: Справочник. //М. : ВИЛС. 2000, 316 с. (с. 37, 96-152)].
Формирование пластинчатых (ламеллярных) структур в сплаве приво- дит к повышению прочности при некотором снижении пластичности, при этом они обладают хорошей трещиностойкостью и вязкостью разрушения. Равноосная структура (обычно с размером зерен а-фазы 15-20 мкм) обеспе- чивает оптимальное сочетание прочности и пластичности и, как следствие, сопротивление усталости. [Materials Properties Handbook: Titanium Alloys, R.Boyer, G. Welsch, E. Collings, ASM International, 1998, 1048 p. (p. 533-539); Колачев Б. А., Польши И. С, Талалаев В.Д. Титановые сплавы разных стран: Справочник. // М. : ВИЛС. 2000, 316 с. (с. 183-186)]. При этом уменьшение размеров структурных составляющих (зерен первичной -фазы и/или пла- стин вторичной α-фазы) способствует повышению сопротивления усталост- ному разрушению. Например, в сплаве Ti-6A1-4V с размером зерна 2 мкм, предел выносливости может достигать 650 МПа при симметричном цикле нагружения (R=-l ) [Колачев Б. А., Польши И. С, Талалаев В.Д. Титановые сплавы разных стран: Справочник. // М. : ВИЛС 2000, 316 с. (с. 184)].
С целью достижения оптимального сочетания усталостной прочности и вязкости разрушения большинство известных способов термомеханической обработки направлены на создание в полуфабрикатах смешанной глобуляр- но-пластинчатой или мелкозернистой равноосной структуры.
Например, смешанная глобулярно-пластинчатая микроструктура в по- луфабрикате может быть получена прокаткой в β-области с регламентируе- мой скоростью охлаждения, а потом штамповкой при температуре не выше температуры полиморфного превращения (Тпп) на 100°С (JP3219060, МПК С22С14/00, C22F 1/18, опубл. 26.09.1991 г.); термомеханической обработкой, включающей прокатку и термообработку для трансформации (α+β) структу- ры в микроструктуру (α+α2+β) (ЕР0843021 , МПК C22F1/18, опубл. 20.05.1998 г.); горячим деформированием последовательно в р и (α+β)- областях температур (RU 2266171 , МПК C22F 1/18, опубл. 20.12.2005 г); термической обработкой с нагревом в интервале выше температуры рекри- сталлизации и ниже Тпп с последующим быстрым охлаждением (ЕР 1849880, МПК C22F1/18, опубл. 31.10.2007 г.); сочетанием термической обработки при температуре до или выше Тпп и изотермической штамповки со степенью деформации ε = 50...80% при температуре на 300°С ниже Τπη (ЕР2172576, МПК C22F1/18, опубл. 07.04.2010 г.).
Мелкозернистая равноосная микроструктура с размером зерна сс-фазы примерно 1-5 мкм может быть получена, например, термоводородной обра- боткой (RU ЗЧо 21 15759, МПК C22F1/18, опубл. 20.07.1998 г. ); ступенчатой деформацией при температуре в (а+Р)-области (RU Ν° 2196189, МПК, C22F 1/18, опубл. 10.01.2003 г.); сочетанием термической обработки в β- области, горячей штамповки в (а-^)-области и заключительной термообра- ботки (US 2009133786, МПК C22F 1/18, опубл. 28.05.2009 г).
Все описанные способы позволяют получать повышенный уровень прочности и пластичности за счет формирования либо мелкозернистой, либо смешанной глобулярно-пластинчатой микроструктуры. При этом увеличение доли структурных элементов пластинчатой формы снижает усталостную прочность, но увеличивает вязкость разрушения. И наоборот, увеличение до- ли мелкозернистой равноосной структуры приводит к повышению предела выносливости с одновременным снижением вязкости разрушения. Однако данные способы не позволяют получать в двухфазных титановых сплавах микроструктуру с размером зерен α-фазы менее 1 мкм.
Металлы и сплавы с размером зерен менее одного микрона представ- ляют собой ультрамелкозернистые (УМЗ) материалы. В последние годы для их получения широко используют методы интенсивной пластической дефор- мации (ИПД). Вместе с тем, внутри ультрамелких зерен в структуре, полу- ченной методами ИПД, имеются другие наноструктурные элементы- вторич- ные фазы, дислокационные субструктуры, нанодвойники и др., поэтому та- кие УМЗ материалы относят к классу объемных наноструктурных материа- пов.[Р.З. Валиев, И. В. Александров. Объемные наноструктурные металличе- ские материалы. - М. : ИКЦ «Академкнига», 2007 - 308 с. (стр. 3)]. Вместе с тем, формирование УМЗ структур, содержащих преимущественно большеуг- ловые границы (БУГ), разориентированные относительно соседних зерен на углы от 15 до 90°, позволяет достичь в металлах и сплавах уникальных свойств, в том числе, повышенных прочностных и усталостных. Например, наноструктурный титан имеет прочность, в 2-2,5 раза выше, чем обычный титан [RU JYO 2383654, МПК C22F1/18, В82ВЗ/00, опубл. 10.03.2010].
Известен сплав Ti-6A1-4V с субмикрокристаллической структурой, по- лученной ИПД методом всесторонней ковки. Микроструктура сплава харак- теризовалась зернами и субзернами а и β-фазы со средним размером 0,4 мкм, высоким уровнем внутренних напряжений и упругих искажений кристалли- ческой решетки, о чем свидетельствовали неоднородный дифракционный контраст и высокая плотность дислокаций на электронноскопических изо- бражениях структуры. [S. Zherebtsov, G. Salishchev, R. Galeyev, К. Maekawa, Mechanical properties of Ti-6Al-4V titanium alloy with submicrocrystalline structure produced by severe plastic deformation. // Materials Transactions. 2005; V. 46(9): 2020-2025. J. Указанное техническое решение, как наиболее близкое к заявленному техническому решению, принято в качестве прототипа.
Известен способ получения в сплаве Ti-6A1-4V равноосной нанострук- туры с размером зерен α-фазы около 80 нм, высокой плотностью дислока- ций, используя интенсивную пластическую деформацию кручением (ИПДК) при комнатной температуре. Одним из недостатков данного способа является очень маленькие размеры образцов - диски диаметром 10 мм и толщиной 1 мм, что ограничивает их практическое применение. Прочность сплава по- сле ИПДК достигала высоких значений (1750 МПа), однако пластичность на- столько мала, что сплав становится очень хрупким. [Stolyarov V. V., Shestakova L. O., Zharikov A. I., Latysh V. V., Valiev R.Z., Zhu Y. T., Lowe T. C. Mechanical properties ofnanostructured titanium alloys processed using severe plastic deformation.// In: Proceeding of 9th Int. Conf. Titanium-99, Nauka. 2001. V. 1. p. 466.].
Известны способы получения УМЗ структуры с размером элементов менее 1 мкм в массивных заготовках, позволяющих повысить уровень проч- ностных и усталостных характеристик двухфазных титановых сплавов. На- пример, способ всесторонней ковки, по которому заготовку подвергают по- следовательному сжатию по осям Z, X и Y с обеспечением свободного пла- стического течения ее материала, после чего полученную заготовку в форме выпуклой призмы подвергают постадийному деформированию (RU N° 2388566, МПК C22F1/18, опубл. 22.07.2008 г.). Формирование СМК структу- ры со средним размером зерна 0,4 мкм в сплаве Ti-6A1-4V всесторонней ков- кой в интервале температур 450-800°С с предварительным получением мар- тенситной микроструктуры в заготовке позволило увеличить прочность до значений 1300 МПа с относительным удлинением 7%. [S. Zherebtsov, G. Salishchev, R. Galeyev, К. Maekawa, Mechanical properties of Ti-6Al-4V titanium alloy with submicrocrystalline structure produced by severe plastic deformation. // Materials Transactions. 2005; V. 46(9): 2020-2025.].
Известен способ комбинированной термомеханической обработки двухфазных титановых сплавов, включающий термическую обработку, ин- тенсивную пластическую деформацию заготовки методом равноканального углового прессования (РКУП) при температуре 600°С и экструдирование при температуре 300°C с коэффициентом вытяжки не менее 1 ,2 в несколько про- ходов (RU 52285740, МГЖ C22F1/18, В21 J5/00, опубл. 20.10.2006 г.). Дан- ный способ, как наиболее близкий к заявленному техническому решению, выбран в качестве прототипа. В результате такой обработки в заготовке из сплава Ti-6A1-4V формируется УМЗ структура с размером зерен/субзерен - фазы в диапазоне от 0.2 до 0.5 мкм. При этом значения прочности достигали значений ав=1360 МПа, что на 40% выше исходного значения, тогда как пла- стичность сплава составляла около 8%. [Саитова Л. Р., Семенова И. П., Рааб Г.И., Валиев Р.З. Повышение механических свойств сплава Ti-6Al-4V , исполъ- зуя равноканалъное угловое прессование и последующую пластическую де- формацию // Физика и техника высоких давлений, Донецк, 2004, том 14, N9 4.- С. 19-24].
Вышеперечисленные способы приводят к формированию УМЗ струк- туры в массивных заготовках, однако уменьшить размер зерен α-фазы ниже 0.4...0.5 мкм не удается, поэтому предел прочности выше 1400 МПа достичь практически невозможно. При этом сформированная в заготовках микро- структура обладает обычно высокими внутренними напряжениями из-за сильных искажений кристаллической решетки и повышенной плотностью дислокаций (около 10 м" ), что снижает запас пластичности материала, и относительное удлинение падает до 6-7%. [S. Zherebtsov, G. Salishchev, R. Galeyev, К. Maekawa, Mechanical properties of Ti-6Al-4V titanium alloy with submicrocrystalline structure produced by severe plastic deformation. // Materials Transactions. 2005; V. 46(9): 2020-2025; Саитова Л. P., Семенова И. П., Ра- аб Г.И., Валиев Р.З. Повышение механических свойств сплава Ti-6Al-4V, ис- полъзуя равноканалъное угловое прессование и последующую пластическую деформацию // Физика и техника высоких давлений, Донецк, 2004, том 14,
Figure imgf000008_0001
Задачей изобретения является повышение прочностных и усталостных свойств с сохранением хорошей пластичности (α+β)- титановых сплавов за счет создания однородной в продольном и поперечном сечении заготовки ультрамелкозернистой структуры.
Поставленная задача решается двухфазным альфа-бета титановым сплавом, имеющим микроструктуру, состоящую из ультрамелких зерен аль- фа-фазы и бета-фазы с размером менее 0.5 мкм, в котором в отличие от про- тотипа в микроструктуре сплава доля зерен с коэффициентом формы зерен не более 2 составляет не менее 90%, причем более чем 40% зерен имеют большеугловые границы, а средняя плотность дислокаций не выше, чем 1014 м-2.
Поставленная задача решается также способом получения УМЗ двух- фазного альфа-бета титанового сплава, включающим термическую обработку с нагревом заготовки при температуре не выше Тпп, ИПД с количеством цик- лов, обеспечивающих необходимую накопленную истинную степень дефор- мации, затем последующую пластическую деформацию с изменением формы заготовки, в котором в отличие от прототипа после нагрева заготовку сразу подвергают многоцикловой ИПД с достижением накопленной истинной сте- пени деформации е>4, которую осуществляют при температуре не выше Т= 0.6 Тпп , после чего проводят пластическую деформацию с изменением фор- мы заготовки со скоростью менее 10"1 с"1 в несколько циклов для обеспечения степени деформации ε > 50%.
Согласно изобретению ИПД осуществляют равноканальным угловым прессованием (РКУП) или равноканальным угловым прессованием по схеме Conform (РКУП-К).
Согласно изобретению, пластическую деформацию заготовки с изме- нением формы заготовки осуществляют экструдированием, или прокаткой, или волочением.
Согласно изобретению заготовку после пластической деформации с изменением формы подвергают отжигу при температуре не выше Т= 0.4 Тпп. в течение 1...4 часов. Предлагаемая УМЗ структура сплава и способы ее получения обеспе- чивают более высокий уровень прочностных и усталостных свойств.
Указанный технический результат достигается благодаря ряду струк- турных и фазовых превращений в двухфазных титановых сплавах.
Нагрев заготовки из сплава Ti-6A1-4V при температуре ниже Тпп позво- ляет уменьшить долю глобулярной первичной а- фазы до 20%, которые сдерживают рост зерен β-твердого раствора. Если нагреть сплав выше Тпп, происходит неконтролируемый рост зерен β-фазы, размер которых может достигать 200-300 мкм. [Materials Properties Handbook: Titanium Alloys, R.Boyer, G. Welsch, E. Collings, ASM International, 1998, 1048 p. (p. 490)]. По- следующая деформация заготовки в деформирующей оснастке, которая на- грета до температуры не выше Т= 0.6 Тпп, сопровождается фазовым превра- щением β-твердого раствора β— '(а)+росх с образованием пластинок а-фазы, размер которых ограничен размерами зерен β-фазы. При этом в структуре остается небольшое количество зерен первичной ап-фазы. Полученная на 1- ом цикле ИПД (α+β) смешанная микроструктура, в которой около 80% со- ставляют пластины вторичной α-фазы, между которыми расположены про- слойки β-фазы, и 20% - зерна ссп-фазы, обеспечивает хорошую деформацион- ную способность материала в ходе последующих циклов ИПД. [Materials Properties Handbook: Titanium Alloys, R.Boyer, G. Welsch, E. Collings, ASM International, 1998, 1048 p. (p. 490)].
Известно, что необходимыми условиями формирования УМЗ структу- ры, содержащей преимущественно большеугловые границы, которая позво- ляет достичь необычно высокой прочности в металлических материалах, яв- ляется реализация интенсивной пластической деформации при относительно низких температурах (ниже температуры рекристаллизации) и достижения истинной накопленной степени деформации е>4 [Р.З. Валиев, И. В. Александ- ров. Объемные наноструктурные металлические материалы. — М. : ИКЦ «Академкнига», 2007 - 308 с. (стр. 322-328)]. Данный подход реализуется в ходе интенсивной пластической деформации методом многопроходного рав- ноканального углового прессования (РКУП) или его модификацией РКУП по схеме Conform при относительно низких температурах, т.е. не выше Т=0.6ТПП. При этом в микроструктуре с развитием двойникования и скольже- ния дислокаций в зернах первичной ап-фазы и пластинах вторичной а-фазы формируются новые дислокационные субграницы, которые с ростом накоп- ленной степени деформации трансформируются в большеугловые. Обычно о появлении в микроструктуре большеугловых границ свидетельствует увели- чение количества рефлексов и их более равномерное распределение по кон- центрическим окружностям на электронограммах, снятых с исследуемого участка структуры. Размер зерен и субзерен α-фазы после РКУП уменьшает- ся примерно до 0.4 мкм. [Р.З. Валиев, КВ. Александров. Объемные наност- руктурные металлические материалы. - М. : ККЦ «Академкнига», 2007 - 308 с. (стр. 322-328)]. Одновременно с измельчением а-фазы, β-фаза локали- зуется в обособленных участках в виде зерен размером не более 1 мкм, ее объемная доля после ИПД в результате распада β-твердого раствора умень- шается с 12 до 8 %. [Демаков СЛ., Елкина О.А., Клларионов А. Г., Карабана- лов М. С., Попов А. А., Семенова К.П., Саитова Л. Р., Щетников КВ. Влияние условий деформации прокаткой на формирование ультрамелкозернистой структуры в двухфазном сплаве, полученном интенсивной пластической де- формацией // Физика металлов и металловедение, 2008, т. 105, N° 6, С. 638— 646.].
Последующая после ИПД пластическая деформация при температурах не выше Т= 0.6 Тпп, например, с вытяжкой заготовки не менее 50% приводит к дополнительному измельчению микроструктуры, т.е. уменьшению разме- ров зерен и субзерен а- и β-фаз за счет появления новых дислокационных границ и трансформации малоугловых границ в большеугловые. [Саитова Л.Р., Семенова И.П., Рааб Г.К., Валиев Р.З. Повышение механических свойств сплава Ti-6Al-4V, используя равноканальное угловое прессование и последующую пластическую деформацию // Физика и техника высоких дав- лений, Донецк, 2004, том 14, Ν°4. С. 19-24]. При этом температурно- скоростные условия деформации (скорость менее 10"' с"1 ; температура Т=0.6ТПП), используемые в предложенном способе обработки, близки к про- явлению признаков сверхпластичности в УМЗ сплаве, что способствует по- лучению зерен а- и β-фаз с коэффициентом формы не более 1 :2 с относи- тельно равновесными границами и большеугловой разориентацией за счет термоактивируемых процессов возврата, а также динамической рекристалли- зации, характерных для сверхпластической деформации [Семенова И.П, Саитова Л. Р., Рааб Г.И., Валиев Р.З. Сверхпластическое поведение ультра- мелкозернистого сплава Ti-6Al-4V ELI, полученного интенсивной пластиче- ской деформацией // Физика и техника высоких давлений, Донецк, 2006, т.16, N°4 - С. 84-89., Valiev R.Z., Islamgaliev R.K., Semenova LP. Superplasticity in nanostructured materials: New challenges //Materials Science and Engineering A, Vol. 463 (2007), P. 2-7.]. Заключительный отжиг при температуре не выше Т=0.4ТПП. в течение 1...4 часов позволяет дополнительно уменьшить общую плотность решеточных дислокаций внутри зерен почти до 1014 м"2, которую можно оценить рентгеноструктурным анализом и/или просвечивающей элек- тронной микроскопией. При более высоких температурах отжига и/или уве- личенной продолжительности нагрева наряду с процессами возврата проис- ходят процессы рекристаллизации, которые могут привести к неоднородному росту зерен и значительному укрупнению структуры, что приведет к неиз- бежному падению прочности.
Таким образом, в повышение прочности сплава наибольший вклад вно- сят зернограничное упрочнение за счет уменьшения размера зерен ос-фазы менее 0.5 мкм в соответствии с известным соотношением Холла-Петча для предела текучести [Кокс Ю.В., Физика прочности и пластичности. Пер. с англ., сборник. М. : Металлургия, 1972. 304 с], а также за счет формирования большеугловых границ зерен, общая доля которых не менее 60%, которые в сравнении с малоугловыми и специальными границами обеспечивают наи- больший вклад в упрочнение. При этом большеугловые границы зерен спо- собствуют повышению пластичности за счет вовлечения в деформацию зер- нограничных процессов, в частности, накопления дислокации на границах зерен. Наличие межфазных границ отдельных ультрамелких зерен β-фазы, распределенных в структуре, увеличивают общую протяженность большеуг- ловых границ. [R.Z. Valiev, Nanostructuring of metals by severe plastic deformation for advanced properties. // Nature Materials, 2004, V. 3, pp. 511- 516.; R.Z. Valiev, T. G. Langdon, The art and science of tailoring materials by nanostructuring for advanced properties using SPD techniques, Adv. Eng. Mater, (special issue: Bulk Nanostructured Materials, eds.: R.Z. Valiev, H. Hahn, T. G. Langdon), Vol. 12, issue 8 (2010), pp. 677-691]. Дополнительный вклад в пла- стичность дает также относительная невысокая плотность дислокаций (менее 1014 м"2) внутри ультрамелких зерен, их равноосная форма, которая характе- ризуется коэффициентом не более 1 :2, относительно равновесные границы, что повышает однородность пластического течения и снижает вероятность ранней локализации деформации, что обычно характеризуется повышением равномерного удлинения на кривых растяжения. [Е.Ма. Eight routes to improve the tensile ductility of bulk nanostructured metals and alloys, JOM (2006) P. 49].
Зависимость предела выносливости от размера зерна часто описывают формулой, аналогичной зависимости Холла-Петча для предела текучести. При этом в большинстве случаев при уменьшении размера зерна до ультра- мелкого диапазона (менее 1 мкм) усталостные свойства металлических мате- риалов повышаются [A. Vinogradov, S. Hashimoto, Multiscale phenomena in fatigue of ultra-fine grain materials— an overview.// Materials Transactions. 2001. V. 42(1). рр. 74-84]. Однако формирование в металлах и сплавах УМЗ струк- туры не всегда приводит к увеличению усталостной долговечности, что мо- жет быть связано с их ограниченной пластичностью, которая зависит не только от размеров зерен, но и от таких особенностей структуры, как состоя- ние границ, форма зерен, распределение вторых фаз и др. В частности, доста- точная пластичность УМЗ сплава, полученного предложенным способом, обеспечивается формированием относительно равновесных границ зерен а- и β-фаз, плотностью дислокаций не выше 1014 м"2, а также равноосной формой зерен, способствующей снижению концентрации напряжений на границах в ходе деформации растяжением. Достижение высокой прочности и пластич- ности в сплаве позволяет обеспечить повышенный уровень усталостной дол- говечности. [Semenova LP., Yakushina Е. В., Nurgaleeva V. V., Valiev R.Z. Nanostructuring of Ti-alloys by SPD processing to achieve superior fatigue properties // International Joint Materials Research (formerly Z. Metallk.), Vol. 100 (2009), 12, P.1691-1696]. При этом, формирование ультрамелких пре- имущественно равноосных а- и β-зерен, с одной стороны, увеличивает путь распространения трещины, а межфазные границы увеличивают частоту оста- новок трещины, что способствует сохранению достаточной вязкости разру- шения, тем самым дает вклад в общую долговечность УМЗ сплава.
В целом, формирование описанной выше УМЗ структуры в (α+β)- титановых сплавах в предложенной совокупности признаков изобретения приводит к повышению их механической прочности при сохранении доста- точной пластичности и сопротивления усталости.
Сущность изобретения поясняется чертежами, где на фиг. 1 показано схематическое изображение УМЗ структуры двухфазного сплава после обра- ботки по предлагаемому способу, а на фиг. 2 - изображения микроструктуры сплава ВТ6, полученные методом просвечивающей электронной микроско- пии после обработки по предлагаемому способу: светлопольное изображение (а), отдельное зерно β-фазы (Ь); электронограмма (с).
Способ осуществляют следующим образом.
Заготовку из двухфазного (а-^)-титанового сплава подвергают терми- ческой обработке, т.е. нагреву ниже температуры Тпп на 15°С не менее 1 мин на 1 мм сечения, после чего структура материала состоит из β-твердого рас- твора и первичных зерен -фазы с соотношением их объемных долей при- мерно 80% и 20%, соответственно. Далее заготовки подвергают многоцикло- вой интенсивной пластической деформации с достижением накопленной ис- тинной степени деформации е > 4, которую осуществляют при температуре не выше Т= 0.6 Тпп. После охлаждения деформированной заготовки до ком- натной температуры в ней формируется ультрамелкозернистая структура с размером зерен α-фазы менее 0.5 мкм, β-фаза локализуется в обособленных участках в виде зерен размером не более 1 мкм (фиг.1).
Последующая после ИПД пластическая деформация с изменением формы заготовки при температуре не выше Т = 0.6ТПП со скоростью менее 10"1 с"1 в несколько циклов для обеспечения степени деформации ε > 50% приводит к дополнительному измельчению структуры, в результате которой размер зерен и субзерен а- и β-фазы может достигать 100...200 нм. При этом зерна а- и β-фаз имеют преимущественно большеугловые границы. Пони- женная скорость деформации способствует формированию равноосной фор- мы зерен и трансформации малоугловых границ в большеугловые.
Интенсивная пластическая деформация заготовки может быть осуще- ствлена методами равноканального углового прессования или равноканаль- ного углового прессования по схеме «Конформ».
Пластическая деформация с изменением формы зерен может быть про- ведена методами экстру дирования, прокатки или волочения.
Заготовки могут быть подвергнуты отжигу при температуре не выше Т= .4ТПП. в течение 1 ...4 часов с целью дополнительного снижения общей плотности дислокаций.
После окончания обработки проводят контроль механических свойств при комнатной температуре и контроль микроструктуры. Пример конкретного применения.
Брали пруток из двухфазного (а+Р)-титанового сплава ВТ6 диаметром 20 мм и длиной 100 мм. Температура полиморфного превращения сплава со- ставляла 965 °С. Пруток нагревали до температуры 950°С в течение 20 ми- нут. Нагретый пруток перемещали в деформирующую оснастку и подвергали РКУ-прессованию в несколько циклов по описанному выше способу. Темпе- ратура нагрева деформирующей оснастки составляла 5 0°С. Угол пересече- ния каналов Ф = 120°. Число последовательных циклов РКУП было равно 6, в результате была достигнута накопленная истинная степень деформации е = 4,2. Полученные заготовки были обточены до диаметра 19 мм.
На следующем этапе пруток подвергали экструзии со скоростью де- формации не выше 10"' с"1 с общим количеством циклов равным 6. При этом температура на первых 2-х циклах составляла 450°С, а на последующих 2 циклах была снижена до 350 и 250°С, соответственно. Последние 2 цикла экструзии проводили при температуре 450°С со минимальной скоростью де формации (около 10"2 с"1). В результате экструзии диаметр заготовки умень- шился с 19 до 10 мм (ε~70%). После деформации заготовки подвергали отжи- гу на воздухе при температуре 300°С в течение 4 часов.
Из полученной заготовки были изготовлены образцы для исследования микроструктуры и механических свойств. Анализ микроструктуры осущест- вляли методом просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ), на мик- роскопе Jeol 2100 EX. С помощью рентгеноструктурного анализа (PC А) на дифрактометре Rigaku проводили фазовый анализ и оценку плотности дис- локаций. Механические испытания образцов осуществляли в соответствии с требованиями ГОСТ 1497-84.
Полученная УМЗ структура в заготовке сплава (фиг. 2а,Ь), которая бы- ла сформирована в ходе реализации предлагаемого способа обработки, имеет средний размер зерна 150 нм. Границы зерен имеют четкий дифракционный контраст на электронноскопических изображениях структуры (фиг. 2а,Ь), что свидетельствует об их болыыеугловой разориентации. Электронограмма (фиг. 2с) характеризуется равномерно расположенными по окружности реф- лексами без значительного азимутального размытия, что также указывает на формирование болыиеугловых границ зерен. Внутри зерен плотность дисло- каций не превышает · 1014 м"2, что также подтверждается методом рентгеност- руктурного анализа, β-фаза распределена в микроструктуре в виде отдельных зерен со средним размером 120 нм, по оценке методом РФА ее объемная до- ля составляла примерно 8%.
Контроль механических свойств при комнатной температуре показал значения, приведенные в таблице. Для сравнения в таблице приведены меха- нические свойства сплава до термомеханической обработки по предлагаемо- му способу, а также свойства после обработки по известному способу - про- тотипу.
Таблица.
Figure imgf000017_0001
Данные, приведённые в таблице, показывают, что в результате обра- ботки по предлагаемому способу достигаются значительно более высокие показатели прочности и предела выносливости с сохранением хорошей пла- стичности по сравнению с обработкой в соответствии с прототипом. Пред- ложенный тип УМЗ структуры имеет потенциал для дальнейшего увеличения прочности сплава. В частности, получение в сплаве УМЗ структуры с еще меньшим размером зерен 100...80 нм позволит обеспечить предел прочности вплоть до 1750 МПа. При этом важными параметрами УМЗ структуры сле- дует отметить болыпеугловую ориентацию границ, невысокую плотность решеточных дислокаций, что способствует более равномерному течению пластической деформации и снижает вероятность ранней локализации де- формации. Наряду со значительным упрочнением данный тип УМЗ структу- ры позволяет сохранить хорошую пластичность, которая характеризуется по- вышенными значениями относительного и равномерного удлинения в отли- чие от УМЗ структуры, получаемой по известному способу-прототипу.
Таким образом, предложенное изобретение позволяет формировать в двухфазных (а+ )-титановых сплавах ультрамелкозернистую структуру, обеспечивающую материалу повышенную механическую и усталостную прочность с сохранением хорошей пластичности, что достигается использо- ванием интенсивной пластической деформации сплавов в определенных температурно-скоростных режимах.

Claims

Формула изобретения
1. Двухфазный альфа-бета титановый сплав, имеющий микрострукту- ру, состоящую из ультрамелких зерен альфа-фазы и бета-фазы с размером менее 0.5 мкм, отличающийся тем, что в микроструктуре сплава доля зерен с коэффициентом формы зерен не более 2 составляет не менее 90%, причем более чем 40% зерен имеют болыпеугловые границы, а средняя плотность дислокаций не выше, чем 1014 м"2.
2. Способ получения ультрамелкозернистого двухфазного альфа-бета титанового сплава, включающий термическую обработку с нагревом заго- товки при температуре не выше температуры полиморфного превращения (Тпп), интенсивную пластическую деформацию с количеством циклов, обес- печивающих необходимую накопленную истинную деформацию, затем по- следующую пластическую деформацию с изменением формы заготовки, от- личающийся тем, что после нагрева заготовку сразу подвергают многоцик- ловой интенсивной пластической деформации с достижением накопленной истинной степени деформации е > 4, которую осуществляют при температу- ре не выше Т=0.6ТПП , после чего проводят пластическую деформацию с из- менением формы заготовки со скоростью менее 10"' с"1 в несколько циклов для обеспечения степени деформации ε > 50%.
3. Способ по п. 2, отличающийся тем, интенсивную пластическую де- формацию осуществляют равноканальным угловым прессованием или рав- ноканальным угловым прессованием по схеме Conform.
4. Способ по п. 2, отличающийся тем, что пластическую деформацию с изменением формы заготовки осуществляют экструдированием, или прокат- кой, или волочением.
5. Способ по п. 2, отличающийся тем, что заготовку после пластиче- ской деформации с изменением формы подвергают отжигу при температуре не выше Т=0.4ТПП- в течение 1...4 часов.
PCT/RU2012/000349 2012-03-14 2012-05-03 Ультрамелкозернистый двухфазный альфа-бета титановый сплав и способ его получения WO2013137765A1 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
RU2012109942/02A RU2490356C1 (ru) 2012-03-14 2012-03-14 Ультрамелкозернистый двухфазный альфа-бета титановый сплав с повышенным уровнем механических свойств и способ его получения
RU2012109942 2012-03-14

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2013137765A1 true WO2013137765A1 (ru) 2013-09-19

Family

ID=49161542

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/RU2012/000349 WO2013137765A1 (ru) 2012-03-14 2012-05-03 Ультрамелкозернистый двухфазный альфа-бета титановый сплав и способ его получения

Country Status (2)

Country Link
RU (1) RU2490356C1 (ru)
WO (1) WO2013137765A1 (ru)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108015283A (zh) * 2018-01-24 2018-05-11 山东建筑大学 一种制备纳米级可再生抗菌医用多孔钛镁骨骼材料的方法
CN115505861A (zh) * 2022-10-25 2022-12-23 西安建筑科技大学 一种超塑成形用细晶钛合金的制备方法

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2604075C1 (ru) * 2015-07-16 2016-12-10 Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук (ИФПМ СО РАН) Способ получения наноструктурированных прутков круглого сечения из титанового сплава вт22
RU2635989C2 (ru) * 2015-12-03 2017-11-17 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Санкт-Петербургский государственный университет" (СПбГУ) Способ изготовления заготовки из титанового сплава для деталей газотурбинного двигателя

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5026520A (en) * 1989-10-23 1991-06-25 Cooper Industries, Inc. Fine grain titanium forgings and a method for their production
JP2002088456A (ja) * 2000-09-12 2002-03-27 Nippon Sangyo Kagaku Kenkyusho 超細粒組織を有するα＋β型チタン合金の製造方法
RU2285737C1 (ru) * 2005-04-29 2006-10-20 Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" Способ термомеханической обработки титановых заготовок
RU2285740C1 (ru) * 2005-04-29 2006-10-20 Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" Способ термомеханической обработки двухфазных титановых сплавов

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5026520A (en) * 1989-10-23 1991-06-25 Cooper Industries, Inc. Fine grain titanium forgings and a method for their production
JP2002088456A (ja) * 2000-09-12 2002-03-27 Nippon Sangyo Kagaku Kenkyusho 超細粒組織を有するα＋β型チタン合金の製造方法
RU2285737C1 (ru) * 2005-04-29 2006-10-20 Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" Способ термомеханической обработки титановых заготовок
RU2285740C1 (ru) * 2005-04-29 2006-10-20 Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" Способ термомеханической обработки двухфазных титановых сплавов

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108015283A (zh) * 2018-01-24 2018-05-11 山东建筑大学 一种制备纳米级可再生抗菌医用多孔钛镁骨骼材料的方法
CN108015283B (zh) * 2018-01-24 2023-06-16 山东建筑大学 一种制备纳米级可再生抗菌医用多孔钛镁骨骼材料的方法
CN115505861A (zh) * 2022-10-25 2022-12-23 西安建筑科技大学 一种超塑成形用细晶钛合金的制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
RU2490356C1 (ru) 2013-08-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN102232124B (zh) 生物医学用纳米结构工业纯钛及使用其制造钛棒的一种方法
JP5850859B2 (ja) 高強度チタンの生産
KR101758956B1 (ko) 알파/베타 티타늄 합금의 가공
EP2324137B1 (en) Process for forming aluminium alloy sheet components
WO2008059242A2 (en) Process for forming metal alloy sheet components
WO2008060637A2 (en) Methods of beta processing titanium alloys
Jing et al. Effect of the annealing temperature on the microstructural evolution and mechanical properties of TiZrAlV alloy
Motyka et al. Hot plasticity of alpha beta alloys
RU2656626C1 (ru) Способ получения проволоки из сплава титан-ниобий-тантал-цирконий с эффектом памяти формы
Chen et al. Microstructure evolution and mechanical properties of 7A09 high strength aluminium alloy processed by backward extrusion at room temperature
RU2490356C1 (ru) Ультрамелкозернистый двухфазный альфа-бета титановый сплав с повышенным уровнем механических свойств и способ его получения
Cheng et al. Vacuum superplastic deformation behavior of a near-α titanium alloy TA32 sheet
Lei et al. Microstructure and mechanical properties of pure magnesium subjected to hot extrusion
Sharath Multi directional forging: an advanced deforming technique for severe plastic deformation
WO2021021006A2 (ru) Способ гибридной обработки магниевых сплавов (варианты)
JP7028893B2 (ja) 低温超塑性変形のためのチタニウム合金ベースのシート材
RU2503733C1 (ru) Наноструктурный сплав титан-никель с эффектом памяти формы и способ получения прутка из него
RU2739926C1 (ru) Ультрамелкозернистые алюминиевые сплавы для высокопрочных изделий, изготовленных в условиях сверхпластичности, и способ получения изделий
Kolobov et al. Regularities of formation and degradation of the microstructure and properties of new ultrafine-grained low-modulus Ti–Nb–Mo–Zr alloys
Markushev On the principles of the deformation methods of aluminum-alloys grain refinement to ultrafine size: I. Fine-grained alloys
Klimova et al. Ultrafine-grained structure formation in Ti-6Al-4V alloy via warm swaging
RU2345173C1 (ru) Способ получения сверхпластичных листов из алюминиевых сплавов системы алюминий-магний-литий
RU2367713C2 (ru) Способ обработки ультрамелкозернистых сплавов с эффектом памяти формы
Mukhtarov et al. Influence of severe thermomechanical treatment on formation of nanocrystalline structure in Ni 718 and Ni 718Plus alloys and their mechanical properties
Edwards et al. Ultrafine grain recrystallisation of a metastable-β Ti-alloy via conventional thermomechanical processing

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 12871597

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 12871597

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1