WO2018199791A1 - Листовой материал на основе титанового сплава для низкотемпературной сверхпластической деформации - Google Patents

Листовой материал на основе титанового сплава для низкотемпературной сверхпластической деформации Download PDF

Info

Publication number
WO2018199791A1
WO2018199791A1 PCT/RU2017/000266 RU2017000266W WO2018199791A1 WO 2018199791 A1 WO2018199791 A1 WO 2018199791A1 RU 2017000266 W RU2017000266 W RU 2017000266W WO 2018199791 A1 WO2018199791 A1 WO 2018199791A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
spd
temperature
low
phase
sheet material
Prior art date
Application number
PCT/RU2017/000266
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Михаил Оттович ЛЕДЕР
Игорь Юрьевич ПУЗАКОВ
Наталья Юрьевна ТАРЕНКОВА
Александр Владимирович БЕРЕСТОВ
Наталия Георгиевна МИТРОПОЛЬСКАЯ
Роберт Дэвид БРИГГС
Original Assignee
Публичное Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма"
Компания Боинг
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 Публичное Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма", Компания Боинг filed Critical Публичное Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма"
Priority to RU2017139320A priority Critical patent/RU2691434C2/ru
Priority to JP2019558569A priority patent/JP7028893B2/ja
Priority to EP17907725.0A priority patent/EP3617335B1/en
Priority to PCT/RU2017/000266 priority patent/WO2018199791A1/ru
Priority to CN201780091937.6A priority patent/CN111279003B/zh
Priority to CA3062762A priority patent/CA3062762A1/en
Priority to US16/607,592 priority patent/US20200149133A1/en
Priority to BR112019022330-4A priority patent/BR112019022330B1/pt
Publication of WO2018199791A1 publication Critical patent/WO2018199791A1/ru

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/38—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling sheets of limited length, e.g. folded sheets, superimposed sheets, pack rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
    • C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon

Definitions

  • the invention relates to the field of sheet materials (semi-finished products) based on titanium alloys, which are suitable for manufacturing products by low-temperature superplastic deformation (SPD) at a temperature of 775 ° C, and can be used as a cheaper alternative to sheet semi-finished products, made - made of T.-6A1-4V alloy.
  • SPD superplastic deformation
  • superplastic deformation generally refers to a process in which a material (alloy) is superplastically deformed, exceeding the usual limit of plastic deformation (over 500%).
  • SPD can be performed with certain materials with superplastic properties in a limited range of temperatures and strain rates.
  • sheets of titanium alloys can usually be superplastically formed (deformed) in the temperature range of about (900-1010) ° C at a strain rate of about 3 ⁇ 10 "4 s " 1 .
  • SUBSTITUTE SHEET (RULE 26) the use of a layer enriched with oxygen (alpha layer) and the formation of scale, which improves the yield of products and eliminates the need for chemical etching. In addition to this, lower deformation temperatures can inhibit grain growth, while maintaining the benefits of having smaller grains after SPD molding operations.
  • the first approach is to develop a special thermomechanical treatment that creates small grains having sizes in the range of only 2 to 1 ⁇ m or less, which improves creep along the grain boundaries.
  • RF Patent jYs 2243833, IPC B21B1 / 38, publ. 10.01.2005 there is a known method of manufacturing sheets for deformation at a temperature lower than during conventional molding of products from material Ti-6A1-4V.
  • the second approach is to develop a new system of sheet materials from titanium alloys, which demonstrates the presence of superplasticity with larger grain sizes of the material due to:
  • TPP lower temperature polymorphic transformation
  • biphasic (a +) -titanium alloys belong to the class of alloys with a structural equivalent in terms of molybdenum [Mo] equiv. equal to from 2.5 to 10%.
  • Mo molybdenum
  • Such alloys are usually alloyed with aluminum and ⁇ stabilizers to fix the ⁇ phase.
  • the amount of ⁇ -phase can vary from 5 to 50%.
  • the mechanical properties vary over a fairly wide range.
  • a known method of manufacturing sheet semi-finished products from titanium alloys suitable for low-temperature superplastic deformation from VT6 alloy, an analog of Ti-6A1-4V alloy, (RF Patent K “2224047, IPC C22F1 / 18, B21BZ / 00, publ. 20.02. 2004).
  • the method allows the manufacture of sheet semi-finished products from titanium alloys with a homogeneous submicrocrystalline structure
  • SUBSTITUTE SHEET (RULE 26) (grain size less than 1 ⁇ m) suitable for low temperature superplastic deformation.
  • the method is expensive, low productivity and requires specialized equipment.
  • the Ti-6A1-4V alloy with a submicrocrystalline structure obtained by intensive plastic deformation (IPD) by the method of comprehensive forging and having superplastic properties is known.
  • the microstructure of the alloy is 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 in the electron-microscopic images of the structure.
  • S. Zherebtsov, G. Salishchev, R. Galeyev, K. Maekawa Mechanical properties of Ti-6A1-4V titanium alloy with submicrocrystalline structure produced by severe plastic deformation. // Materials Transactions. 2005; V. 46 (9 ): 2020-2025.
  • SUBSTITUTE SHEET (RULE 26)
  • the semi-finished sheet product with a thickness of ⁇ 3 mm obtained according to this patent is not suitable for industrial production due to the low stability of properties for SPD.
  • the reason is that the use of strength alloys as chemical composition regulators does not allow us to control the necessary optimal relationships between the content of alloying additives in the alloy and the necessary structural properties of the alloy during SPD operations in sheet semi-finished products.
  • Si and Zr are present in the alloy, which form silicides on the grain surface, which hinder intergranular sliding and lead to process instability.
  • the aim of the present invention is to obtain a sheet material based on an (a +) -titanium alloy having the properties of low-temperature superplastic deformation with a grain size of more than 2 ⁇ m.
  • This sheet material has stable properties and is a cheaper alternative to sheet semi-_ ⁇ apricots made of Ti-6Al-4Vc alloy with a smaller grain size.
  • the technical result achieved during the implementation of the invention is the production of titanium alloy sheets in which the chemical composition is optimally balanced with the production capabilities based on known standard technologies of the final product having the properties of low-temperature superplastic deformation.
  • the specified technical result is achieved by the fact that the sheet material for low-temperature superplastic deformation based on a titanium alloy containing wt.% 4,5-5, 5A1, 4,5-
  • the sheet material for low-temperature superplastic deformation has a structure with a grain size not exceeding 8 microns.
  • Sheet material for low-temperature superplastic deformation has superplastic properties at a temperature of 775 ⁇ 10 ° ⁇ .
  • Sheet material for low-temperature superplastic deformation at a temperature of 775 ⁇ 10 ° C has an ⁇ / ⁇ phase ratio from 0.9 to 1.1.
  • Sheet material for low-temperature superplastic deformation in which the number of alloying elements diffusing between the a and ⁇ phases in the SPD process is at least 0.5% and is determined by the following ratio:
  • Q is the number of diffusing alloying elements in the material during SPD, wt.%.
  • p is the number of alloying elements in the material
  • mod is the content of the alloying element in the ⁇ phase before SPD
  • wt.% is the content of the alloying element in the ⁇ phase after SPD
  • mass. % is the content of the alloying element in the ⁇ phase after SPD
  • the proposed sheet material has a complex of high technological and structural properties. This is achieved due to the optimal selection of alloying elements and their ratio in the alloy of the material.
  • a group of stabilizers is a group of stabilizers.
  • Aluminum which is used in almost all industrial alloys, is the most effective hardener, improving the strength and heat-resistant properties of titanium.
  • the aluminum content in the alloy is less than 4.5%, the required alloy strength is not achieved, when the content is more than 5.5%, an undesirable decrease in ductility and an increase in TIP occur.
  • Oxygen increases the temperature of the allotropic transformation
  • the group of ⁇ stabilizers that are represented in the present invention (V, Mo, Cr, Fe, Ni) are widely used in industrial alloys.
  • Vanadium in an amount of 4.5-5.5%, iron in an amount of 0.8-1, 5% and chromium in an amount of 0.1-0.5% increase the strength of the alloy and practically
  • molybdenum in the range of 0.1-1.0% ensures its complete solubility in the ⁇ -phase, which allows to obtain the necessary strength characteristics without reducing the plastic properties.
  • the proposed alloy contains iron in an amount of 1.0-1.5% and nickel in an amount of 0.1-0.5%, which are the most diffusion-mobile ⁇ -stabilizers that favorably affect the intergranular slip during SPD.
  • SUBSTITUTE SHEET leads to an increase in TPP, and, consequently, to an increase in the temperature of the realization of SPD.
  • the optimum temperature at which the superplastic properties of the claimed material are realized is 775 ⁇ 10 ° C. Exceeding this temperature leads to grain growth, and lower to a decrease in the intensity of diffusion processes, which complicates the SPD process.
  • the amount of diffusing alloying elements of the alloy between the a and ⁇ phases must be at least 0.5%. This is explained by the fact that the activation energy of grain boundary diffusion is less than the activation energy of bulk diffusion, and diffusion transfer of atoms occurs along grain boundaries. In those regions of grain boundaries that are subjected to normal tensile stress, the concentration of vacancies is increased. In areas in which compressive stress acts, their concentration is reduced: the resulting difference in concentrations causes directional diffusion of vacancies. Since the migration of vacancies occurs through exchange of places with atoms, the latter will move in the opposite direction, intensifying intergrain gliding.
  • FIG. 1 and 2 show the structure of the alloys in the initial state
  • FIG. 6 is a graph of changes in true stress at a degree of deformation of 0.2 and 1, 1 (in the longitudinal direction) depending on [Mo] eq.
  • SUBSTITUTE SHEET (RULE 26) As a material for the study used sheet semi-finished products with a thickness of 2 mm To obtain sheet materials, six experimental alloys of various chemical composition were melted, which are presented in table 1.
  • the average grain size of the phases has a certain tendency to increase with increasing [Mo] eq and lies in the range of 2.8-3.8 ⁇ m (the minimum for alloy 2). It should be noted that in the material 5, the grain structure in the initial state is less uniform in comparison with other experimental alloys. In material 1, along with equiaxed grains, sections of sufficiently large elongated grains are observed. It can also be noted that the morphology of the ⁇ phase varies somewhat from alloy to alloy.
  • alloy 2 with a minimum amount of alloying elements the ⁇ -phase is predominantly localized in separate volumes between particles of the ⁇ -phase, then already starting from alloy 5, it has a certain connection and, in addition to the grain structure, has the form thin interlayers between grains of the ⁇ phase. With an increase in [Mo] eq of the material, these layers tend to thicken.
  • SUBSTITUTE SHEET (RULE 26) conglomerates from grains of a- and ⁇ -phases of a more complex shape.
  • Q is the number of diffusing alloying elements in the material during SPD, wt.%.
  • p is the number of alloying elements in the material
  • I Dttg I - the absolute value of the change in the content of the alloying element in the ⁇ - and a-phases, wt.% In the SPD process.
  • mccl is the content of the alloying element in the ⁇ phase before SPD
  • wt.% is the content of the alloying element in the ⁇ phase after SPD
  • Table 4 shows the calculated data on the number of diffusing alloying elements in the SPD process.
  • the obtained MRSA data were also used to estimate the volume fraction of phases in the material at the temperature
  • SUBSTITUTE SHEET (RULE 26) the most stable course of superplastic deformation at 775 ° C is observed both in the transverse and longitudinal directions with a minimum stress at the beginning of the flow, the absence of a pronounced “waviness” of the curve, and with monotonic hardening with an increase in the degree of deformation. This is due to the almost optimal ⁇ / ⁇ (1/1) phase ratio at the deformation temperature, as well as the maximum content of the most diffusively mobile ⁇ -stabilizers (nickel, iron) among the studied alloys, which should facilitate mass transfer processes upon realization of intergranular slippage (the total difference in the change in the content of alloying elements between the a and ⁇ phases in the SPD process is more than 1.9 wt.%).

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Conductive Materials (AREA)
  • Forging (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Техническим результатом, достигаемым при осуществлении изобретения, является получение листов из титанового сплава, в котором химический состав оптимально сбалансирован с возможностями производства на основе известных стандартных технологий конечного продукта, обладающего свойствами низкотемпературной сверхпластической деформации. Результат достигается тем, что листовой материал для низкотемпературной сверхпластической деформации на основе титанового сплава, содержащего мас. % 4,5-5,5Al, 4,5-5,5V, 0,1-1,0Мо, 0,8-1,5Fe, 0,1-0,5Cr, 0,1-0,5Ni, 0,16-0,25О остальное титан и примеси, в котором величина структурного молибденового эквивалента [Мо]экв > 5, а алюминиевого структурного эквивалента [Al]экв < 8, эквиваленты определены по выражениям: [Мо]экв=[Мо]+[V]/1,5+[Cr]x1,25+[Fe]x2,5+[Ni]/0,8 [Al]экв=[Al]+[O]x10+[Zr]/6.

Description

ЛИСТОВОЙ МАТЕРИАЛ НА ОСНОВЕ ТИТАНОВОГО СПЛАВА ДЛЯ НИЗКОТЕМПЕРАТУРНОЙ СВЕРХПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ. Область техники, к которой относится изобретение.
Изобретение относится к области листовых материалов (полу- фабрикатов) на основе титановых сплавов, которые пригодны для из- готовления изделий методом низкотемпературной сверхпластической деформации (СПД) при температуре 775°С, и могут быть использова- ны как более дешевая альтернатива листовым полуфабрикатам, изго- товленным из сплава T.-6A1-4V.
Предшествующий уровень техники.
Термин «сверхпластическая деформация», в общем, относится к процессу, при котором материал (сплав) сверхпластически дефор- мируют, превышая обычный предел пластической деформации (более 500%). СПД может быть выполнена с определенными материалами, обладающими сверхпластическими свойствами в ограниченном диа- пазоне температур и скоростей деформации. Например, листы из ти- тановых сплавов обыкновенно могут быть сверхпластически отфор- мованы (деформированы) в температурном диапазоне примерно (900- 1010)°С при скорости деформации примерно 3 · 10"4 с"1.
С производственной точки зрения в результате уменьшения температур формования СПД возникают значительные преимущества. Например, уменьшение температуры формования СПД в результате может привести к уменьшению стоимости штампа, увеличению срока его службы и появлению потенциала использования менее дорого- стоящих стальных штампов. В дополнение к этому подавляется обра-
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) зование слоя, обогащенного кислородом (альфа-слоя) и образование окалины, что улучшает выход годного продукции и исключает по- требность в химическом травлении. В дополнение к этому, меньшие температуры деформации могут подавлять рост зерен, сохраняя при этом преимущества от наличия более мелких зерен после проведения операций формования СПД.
Существуют два подхода к улучшению сверхпластической фор- муемости листовых материалов из титановых сплавов. Первый подход заключается в разработке специальной термомеханической обработки, которая создает мелкие зерна, имеющие размеры в диапазоне всего лишь от 2 до 1 мкм и менее, что улучшает ползучесть по границам зерен. В частности, известен способ изготовления листов для дефор- мирования при температуре меньшей, чем при обычном формовании изделий из материала Ti-6A1-4V (Патент РФ jYs 2243833, МПК В21В1/38, публ. 10.01.2005).
Второй подход заключается в разработке новой системы листо- вых материалов из титановых сплавов, которая демонстрирует нали- чие сверхпластичности при более значительных размерах зерен мате- риала за счет:
- оптимизации объемной доли и морфологии двух фаз,
- более быстрой диффузии, которая ускоряет ползучесть по границам зерен вследствие присутствия в сплаве, например, Fe и Ni в качестве быстрых диффузантов,
- более низкой температуры полиморфного превращения (Тпп). Таким образом, при оптимальном подборе химического состава сплава возможно достижение удовлетворительных характеристик сверхпластической деформации (формования) при низкой температу- ре без обращения к специальным способам обработки, необходимым
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) для достижения очень мелких размеров зерен.
Двухфазные (а+ )-титановые сплавы по степени легирования относятся к классу сплавов со структурным эквивалентом по молиб- дену [Мо]экв. равным от 2,5 до 10 %. (Колачев Б. А., Полькин И. С, Талалаев В. Д. Титановые сплавы разных стран: Справочник. // М.: ВИЛС. 2000, 316 с. (с.13- 16)). Такие сплавы обычно легируют алю- минием и β-стабилизаторами для фиксации β-фазы. В сплавах этого класса в отожженном состоянии количество β-фазы может колебаться от 5 до 50%. В связи с этим механические свойства изменяются в до- вольно широких пределах. Эти сплавы получили наибольшее распро- странение в России и за рубежом, особенно сплав Ti-6A1-4V, что объ- ясняется 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 свойства, а ванадий относится к числу немногих элементов, которые повышают не только прочностные свойства, но и пластичность. Из сплавов системы Ti-6A1-4V получа- ют прутки, трубы, профили, поковки, штамповки, плиты, листы, ленту и фольгу. Их используют для изготовления сварных и сборных конст- рукций летательных аппаратов, целого ряда конструктивных элемен- тов авиационной, ракетной техники, а также для изготовления меди- цинских имплантатов в травматологии, ортопедии, стоматологии.
Известен способ изготовления листовых полуфабрикатов из ти- тановых сплавов, пригодных для низкотемпературной сверхпластиче- ской деформации из сплава ВТ6, аналог сплава Ti-6A1-4V, (Патент РФ К«2224047, МПК C22F1/18, В21ВЗ/00, публ. 20.02.2004г.). Способ по- зволяет осуществлять изготовление листовых полуфабрикатов из ти- тановых сплавов с однородной субмикрокристаллической структурой
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) (размер зерен менее 1 мкм), пригодных для низкотемпературной сверхпластической деформации. Способ является дорогостоящим, низкопроизводительным и требует наличия специализированного оборудования.
Известен сплав Ti-6A1-4V с субмикрокристаллической структу- рой, полученной интенсивной пластической деформацией (ИПД) ме- тодом всесторонней ковки и имеющей сверхпластические свойства. Микроструктура сплава характеризуется зернами и субзернами а- и β- фазы со средним размером 0,4 мкм, высоким уровнем внутренних на- пряжений и упругих искажений кристаллической решетки, о чем сви- детельствует неоднородный дифракционный контраст и высокая плотность дислокаций на электронноскопических изображениях структуры. (S. Zherebtsov, G. Salishchev, R. Galeyev, К. Maekawa, Me- chanical properties of Ti-6A1-4V titanium alloy with submicrocrystalline structure produced by severe plastic deformation. // Materials Transactions. 2005; V. 46(9): 2020-2025.). Для изготовления листовых полуфабрика- тов из данного сплава требуются малопроизводительные и затратные операции ИПД методом всесторонней ковки, которые значительно повышают цену конечного продукта.
Известен способ изготовления тонких листов из двухфазного титанового сплава и изделий из этих листов. Способ включает изго- товление листовых полуфабрикатов из сплава, содержащего, мас.%: 3,5-6,5 А1, 4,0-5,5 V, 0,05-1,0 Мо, 0,5-1,5 Fe, 0,10-0,2 О, 0,01-0,03 С, 0,005-0,07 Сг, 0,01-0,5 Zr, 0,001 -0,02 N, остальное - титан, при этом химический состав регулируется величинами прочностных алюми- ниевого [А1]"£в = 6.0 - 11.55 и молибденового [Mo]"£B = 3.5 - 5.6 эквива- лентов (патент РФ 2555267, МПК C22F1/18 В21ВЗ/00, публ. 10.07.2015) - прототип.
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) Полученный по данному патенту листовой полуфабрикат тол- щиной <3 мм малопригоден для промышленного производства из-за низкой стабильности свойств для СПД. Причина заключается в том, что использование в качестве регуляторов химического состава спла- ва прочностных эквивалентов не позволяет регулировать необходи- мые оптимальные взаимосвязи содержания легирующих добавок в сплаве с необходимыми структурными свойствами сплава при опера- циях СПД в листовых полуфабрикатах. Кроме того, в сплаве присут- ствуют Si и Zr, которые образуют на поверхности зерен силициды, за- трудняющие межзерненное скольжение и приводящие к нестабильно- сти процесса.
Целью данного изобретения является получение листового ма- териала на основе (а+ )-титанового сплава, обладающего свойствами низкотемпературной сверхпластической деформации при величине зерен более 2 мкм. Данный листовой материал имеет стабильные свойства и является более дешевой альтернативой листовым полу- _^абрикатам из сплава Ti-6Al-4Vc более мелким размером зерен.
Техническим результатом, достигаемым при осуществлении изобретения, является получение листов из титанового сплава, в ко- тором химический состав оптимально сбалансирован с возможно- стями производства на основе известных стандартных технологий конечного продукта, обладающего свойствами низкотемпературной сверхпластической деформации.
Раскрытие изобретения.
Указанный технический результат достигается тем, что листо- вой материал для низкотемпературной сверхпластической деформа- ции на основе титанового сплава, содержащего мас.% 4,5-5, 5А1, 4,5-
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) 5,5V, 0,1-Ι,ΟΜο, 0,8-l,5Fe, 0,l-0,5Cr, 0,l-0,5Ni, 0,16-0,250, остальное титан и примеси, в котором величина структурного молибденового эквивалента [Мо]экв > 5, а алюминиевого структурного эквивалента [А1]экв < 8, эквиваленты определены по выражениям:
[Мо]экв =[Mo]+[V]/l ,5+[Cr] х 1 ,25+[Fe] *2,5+[Ni]/0,8
[А1]экв =[А1]+[О] x lO+ [Zr]/6 .
Листовой материал для низкотемпературной сверхпластической деформации имеет структуру с размером зерен, не превышающих 8 мкм.
Листовой материал для низкотемпературной сверхпластической деформации обладает сверхпластическими свойствами при темпера- туре 775±10°С.
Листовой материал для низкотемпературной сверхпластической деформации имеет при температуре 775±10°С соотношение фаз α/β от 0,9 до1 , 1.
Листовой материал для низкотемпературной сверхпластической деформации, в котором количество легирующих элементов, диффун- дирующих между а- и β - фазами в процессе СПД составляет не менее 0,5% и определяется следующим соотношением:
Figure imgf000007_0001
где:
Q - количество диффундирующих легирующих элементов в материале при СПД, масс.%.
п- количество легирующих элементов в материале,
|Δτη| - абсолютная величина изменения содержания легирующего элемента в β- и а- фазах, масс.% в процессе СПД.
|Ат| - рассчитывается по формуле:
\Ат\ = (πιβΐ - mal) - (πιβ2 - т 2), масс.%
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) где:
πιβΐ - содержание легирующего элемента в β-фазе до СПД, масс.%, ιτιβ2 - содержание легирующего элемента в β-фазе после СПД, масс. %,
mod - содержание легирующего элемента в α-фазе до СПД, масс.%, та2 - содержание легирующего элемента в α-фазе после СПД, масс. %.
Предложенный листовой материал обладает комплексом высо- ких технологических и конструкционных свойств. Это достигается за О счет оптимального подбора легирующих элементов и их соотношения в сплаве материала.
Группа а- стабилизаторов.
Алюминий, который применяется практически во всех про- мышленных сплавах, является наиболее эффективным упрочнителем, улучшая прочностные и жаропрочные свойства титана. При содержа- нии алюминия в сплаве менее 4,5% не достигается необходимая прочность сплава, при содержании свыше 5,5%, происходит нежела- тельное снижение пластичности и повышение ТИП.
Кислород повышает температуру аллотропического превраще-
0
ния титана. Наличие кислорода в пределах 0,16-0,25% повышает прочность и не оказывает заметного влияния на снижение пластично- сти.
Группа β - стабилизаторов, которые представлены в предлагае- мом изобретении (V, Mo, Cr, Fe, Ni), широко применяются в промыш- ленных сплавах.
Ванадий в количестве 4,5-5,5%, железо в количестве 0,8-1 ,5% и хром в количестве 0,1-0,5% повышают прочность сплава и практиче-
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) ски не снижают пластичность.
Введение молибдена в пределах 0,1 -1,0% обеспечивает полную растворимость его в α-фазе, что позволяет получать необходимые прочностные характеристики без снижения пластических свойств.
Предлагаемый сплав содержит железо в количестве 1,0-1,5% и никель в количестве 0,1-0,5%, которые являются наиболее диффузи- онно-подвижными β- стабилизаторами, благоприятно влияющими на межзеренное скольжение при СПД.
Среди структурных факторов, влияющих на эффективность СПД, следует прежде всего выделить размер зерна, который не дол- жен превышать для заявленного материала 8 мкм (экспериментальные данные).
Известно, что сверхпластическое течение материала во многом реализуется благодаря фазовым превращениям в двухфазных титано- вых сплавах, при этом отношение фаз α/β при температуре СПД должно быть близким к 1 (Кайбышев О. А., Сверхпластичность про- мышленных сплавов, М, Металлургия, 1984 г. стр. 179-218.). Это способствует возникновению равноосной структуры, способствующей межзеренному скольжению. Движущей силой сфероидизации струк- тур является стремление к уменьшению поверхностной энергии. Рост межзеренной границы за счет увеличения β- фазы вызывает измене- ние уровня поверхностной энергии на межфазной границе, что, в свою очередь, приводит к активизации сфероидизации. Для присутствия необходимого количества β- фазы в процессе СПД, при соотношении α/β близком к 1, величина структурного молибденового эквивалента [Мо]экв должна быть более 5, а величина алюминиевого структурно- го эквивалента [А1]экв не должна быть более 8. Кроме того, превы- шение алюминиевого эквивалента выше указанной величины приво-
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) дит к росту Тпп, а, следовательно, и к росту температуры реализации спд.
Оптимальная температура, при которой реализуются сверхпласти- ческие свойства заявленного материала, равна 775±10°С. Превыше- ние данной температуры ведет к росту зерен, а более низкая - к снижению интенсивности диффузионных процессов, что затрудняет процесс СПД.
Количество диффундирующих легирующих элементов сплава между а- и β - фазами должно составлять не менее 0,5%. Это объяс- няется тем, что энергия активации зернограничной диффузии меньше энергии активации объемной диффузии, и диффузионный перенос атомов осуществляется по границам зерен. В тех областях границ зе- рен, на которые действует нормальное растягивающее напряжение, концентрация вакансий повышена. В областях, в которых действует сжимающее напряжение, их концентрация уменьшена: возникающая разность концентраций вызывает направленную диффузию вакансий. Поскольку миграция вакансий происходит посредством обмена мест с атомами, последние будут перемещаться в противоположном направ- лении, интенсифицируя межзеренное скольжение.
Сущность изобретения поясняется чертежами.
Краткое описание чертежей.
На фиг. 1 и 2 показано структура сплавов в исходном состоянии, на фиг. 3, 4 и 5 - кривые нагружения, полученные в ходе СПД, на фиг. 6 - график изменения истинного напряжения при степени де- формации 0,2 и 1 ,1 (в продольном направлении) в зависимости от [Мо]экв.
Подробное описание и характерные примеры осуществления изобретения.
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) В качестве материала для исследования использовали листовые полуфабрикаты толщиной 2 мм. Для получения листовых материалов выплавлено шесть опытных сплавов различного химического состава, которые представлены в таблице 1.
Листовые материалы толщиной 2 мм, изготовленные по извест- ной технологии под сверхпластическую формовку, перед испытанием на сверхпластичность были подвергнуты отжигу при температуре 720°С в течение 30 мин. с последующим охлаждением на воздухе. По- сле данной обработки из листов в продольном и поперечном направ- лении были вырезаны образцы под механические испытания на раз- рыв при комнатной и повышенной температуре, которые затем под- вергли стандартным испытаниям при комнатной температуре для оп- ределения прочностных, упругих и пластических характеристик.
Таблица 1. Химический состав исследуемых листовых
материалов
Figure imgf000011_0001
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) Анализ структуры материалов в исходном состоянии (фиг.1 и 2) показал, что она близка к равноосной и состоит преимущественно из чередующихся зерен а- и β - фаз, которые выглядят как более тем- ные (а) или светлые (β) составляющие. Следует отметить, что с уве- личением в сплаве [Мо]экв объемная доля зерен β-фазы имеет тен- денцию к увеличению в структуре от примерного соотношения /β - 2/1 в сплаве 2 до соотношения приближающегося к 1/1 в сплавах 3,4. Средний размер зерен фаз, измеренный на снимках микроструктур методом секущих, имеет некоторую тенденцию к росту при повыше- нии [Мо]экв и лежит в пределах 2,8-3,8 мкм (минимальный у сплава 2). Следует отметить, что в материале 5 зеренная структура в исход- ном состоянии менее однородна по сравнению с другими опытными сплавами. В материале 1 наблюдаются наряду с равноосными зернами участки из достаточно больших вытянутых зерен. Можно так же от- метить, что морфология β-фазы несколько меняется от сплава к спла- ву. Если в сплаве 2 с минимальным количеством легирующих элемен- тов β-фаза преимущественно локализована в отдельных объемах меж- ду частицами α-фазы, то уже начиная со сплава 5, она имеет опреде- ленную связность и, кроме зеренного строения, имеет форму относи- тельно тонких прослоек между зернами α-фазы. С увеличением [Мо]экв у материала эти прослойки имеют тенденцию к утолщению.
Сравнительный анализ структуры материала в деформирован- ном (рабочая часть) и недеформированном (область головки) состоя- нии после СПД (при температуре 775°С и скорости деформации Зх 10*4с'' в продольном направлении листа) показал, что деформация в рабочей части стимулирует некоторый рост зерна по сравнению с практически недеформирующейся головкой и развитию образования
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) конгломератов из зерен а- и β-фаз более сложной формы.
Оценка размера зерен показала, что легирование сильно не ска- зывается на размере зерна фаз в сплавах с максимальным легировани- ем β-стабилизаторами, и оно колеблется в пределах 3.5±0,5 мкм (не- деформированная часть), 4±0,5 мкм (деформированная часть). В то же время в сплаве 2 с минимальным содержанием легирующих элемен- тов размер зерна в рабочей части увеличивается практически в 2 раза до 5 мкм и более по сравнению с исходным состоянием.
Методом микрорентгеноспектрального анализа (МРСА) изучено распределение легирующих элементов между а- и β -фазами в ис- следуемых материалах в исходном состоянии и после испытания на сверхпластичность продольных образцов в рабочей деформированной части и в области головок, которые представлены в таблицах 2, 3 и 4.
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) Таблица 2. Средний химический состав α-фазы (в масс.%) в листовых материалах после различных обработок по данным МРСА
Figure imgf000014_0001
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) Таблица 3. Средний химический состав β-фазы (масс.%) в листовых материалах после различных обработок по данным МРСА
Figure imgf000015_0001
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) Количество диффундирующих легирующих элементов в мате- риале при СПД определяется по формуле:
Q = Σ/= ι|Δ™Ι масс.%
где:
Q - количество диффундирующих легирующих элементов в материале при СПД, масс.%.
п- количество легирующих элементов в материале,
I Дттг I - абсолютная величина изменения содержания легирующего элемента в β- и а- фазах, масс.% в процессе СПД.
|Дт| - рассчитывается по формуле:
|Ат| = (πιβΐ— та!)— [τηβ2— та2) масс.% где:
πιβΐ - содержание легирующего элемента в β-фазе до СПД, масс.%, Γηβ2 - содержание легирующего элемента в β-фазе после СПД, масс. %,
mccl - содержание легирующего элемента в α-фазе до СПД, масс.%, та2 - содержание легирующего элемента в α-фазе после СПД, масс. %.
В таблице 4 приведены расчетные данные о количестве диф- фундирующих легирующих элементов в процессе СПД.
Анализ изменения составов а- и β -фаз в исследованных листо- вых материалах после деформации показал, что в рабочей части об- разцов разница по легирующим элементам между а- и β - фазами больше, чем в области головок образцов, которая не подвергалась пластической деформации (таблица 2, 3 и 4).
Полученные данные МРСА были так же использованы для оценки объемной доли фаз в материале при температуре проведения
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) испытания на сверхпластичность при температуре 775°С и приведе- ны в таблице 5.
Таблица 4.
Figure imgf000017_0001
Таблица 5.
Figure imgf000017_0002
Кривые нагружения, полученные в ходе испытаний, приведены на фиг. 3, 4 и 5.
Свойства сплавов при сверхпластических испытаниях приведе-
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) ны в таблице 6.
График изменения истинного напряжения при степени дефор- мации 0,2 и 1,1 (в продольном направлении) в зависимости от [Мо]экв сплава приведен на фиг. 6.
Таблица 6
Figure imgf000018_0001
В материале 1 (фиг. 3) с минимальным содержанием легирую- щих элементов фиксируется наиболее нестабильный процесс реализа- ции СПД при 775 °С с характерной «волнистостью» кривых растяже- ния, вызванном образованием плавающей шейки. Причина такого по- ведения материала при СПД - относительно большое исходное зерно (более 2,5 мкм), которое имеет высокую скорость роста при СПД (до 5 мкм) при неоптимальном соотношении фаз /β (2/1), что приво- дит к активизации менее благоприятного для СПФ внутризеренного скольжения взамен оптимальному межзеренному проскальзыванию.
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) В материале 2 (фиг. 3), более легированном β-стабилизаторами, нестабильность процесса реализации СПД, проявляющаяся в виде волнистости кривой растяжения, уменьшается по сравнению со спла- вом 1 за счет увеличения объемной доли β-фазы в структуре, но при этом не наблюдается заметного упрочнения до степеней деформации 0,6-0,8, вследствие развития динамической рекристаллизации в облас- тях с неполностью проработанной исходной структурой (присутствие вытянутых зерен), чего не наблюдали на других исследованных спла- вах.
В материалах 3,5,6 (фиг.4, 5), имеющих максимальное содержа- ние β-стабилизаторов, за исключением молибдена (сплав 5), хрома (сплав 6) за счет увеличения в структуре объемной доли β-фазы, у которой повышается связность и легче реализуется межзеренное про- скальзывание, кривые растяжения имеют меньшую волнистость по сравнению с материалами 1 ,2, и активнее реализуется упрочнение по мере повышения степени истинной деформации (таблица 3, фиг. 6). Но при этом наличие «волны» при степенях деформации до 0,6 сохра- няется, особенно при испытаниях в поперечном направлении, что мо- жет быть связано с исходным текстурным состоянием листов, а так же неполностью оптимальным соотношением фаз α/β (близком 3 к 2-м). Отсутствие в материале 6 хрома в меньшей степени сказывается на кривых растяжения, чем отсутствие молибдена в материале 5, по сравнению с материалом 3. Одной из причин может быть более силь- ное влияние добавок молибдена на стабильность процесса СПД, чем хрома, которого вводится в 2-2,5 раза меньше.
В материале 4, имеющем максимальное количество β-стабилизаторов и дополнительно легированном 0,3% никеля, на-
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) блюдается наиболее устойчивое протекание сверхпластической де- формации при 775°С как в поперечном, так и продольном направле- нии с минимальным напряжением начала течения, отсутствием выра- женной «волнистости» кривой, и с монотонным упрочнением при увеличении степени деформации. Это связано с практически опти- мальным соотношением фаз α/β (1/1 ) при температуре деформации, а так же максимальным, среди исследованных сплавов содержанием наиболее диффузионно - подвижных β-стабилизаторов (никель, желе- зо), что должно облегчать процессы массопереноса при реализации межзеренного проскальзывания (суммарная разница изменения со- держания легирующих элементов между а- и β- фазами в процессе СПД более 1,9 масс. %).
Из исследованных в работе сплавов наилучшие результаты по- казал материал 4, который полностью соответствует требованиям к материалу, (таблица 7). Испытания растяжением с постоянной скоро- стью деформации при температуре (775±7)°С при деформации 3 х 10" дюйм/дюйм/секунда).
Таблица 7
Figure imgf000020_0001
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) Сравнительные механические свойства листов после отжига приведены в таблице 8.
Таблица 8
Figure imgf000021_0001
Данные, приведённые в таблицах 7 и 8, показывают, что в ре- зультате осуществления изобретения получен листовой материал, включающий титановый сплав, химический состав которого опти- мально сбалансирован с возможностями производства на основе из- вестных стандартных технологий листовых полуфабрикатов с разме- рами зерен более 2 мкм, соответствующий требованиям к материалу, используемым в аэрокосмической отрасли.
Необходимо отметить, что изделия по настоящему изобретению могут быть реализованы в виде разнообразных воплощений. Приве- денные в описании воплощения во всех отношениях следует рас- сматривать только как иллюстративные, а не ограничительные, и гра- ницы настоящего изобретения определяются приведенными пунктами формулы изобретения.
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26)

Claims

Формула изобретения.
1. Листовой материал для низкотемпературной сверхпластиче- ской деформации на основе титанового сплава, содержащего мас.% 4,5-5,5 А1, 4,5-5,5 V, 0,1-1 ,0 Мо, 0,8-1,5 Fe, 0,1-0,5 Сг, 0,1-0,5 , 0,16- 0,25 О, остальное титан и примеси, в котором величина структурного молибденового эквивалента [Мо]экв > 5, а алюминиевого структурно- го эквивалента [А1]экв < 8, эквиваленты определены по выражени- ям:
[Мо]экв =[Mo]+[V]/l ,5+[Cr]x l,25+[Fe] x2,5+[Ni]/0,8
[А1]экв =[А1]+[0] х 10+ [Zr]/6 .
2. Листовой материал для низкотемпературной сверхпластиче- ской деформации по п. 1 , имеющий структуру с размером зерен, не превышающих 8 мкм.
3. Листовой материал для низкотемпературной сверхпластиче- ской деформации по п. 1 , обладающий сверхпластическими свойства- ми при температуре 775±10°С.
4. Листовой материал для низкотемпературной сверхпластиче- ской деформации по п. 1 и 2, имеющий при температуре 775±10°С соотношение фаз α/β от 0,9 до1 , 1.
5. Листовой материал для низкотемпературной сверхпластиче- ской деформации (СПД) по п. 1 , 2, 3 и 4, в котором количество леги- рующих элементов, диффундирующих между а- и β - фазами в про- цессе СПД составляет не менее 0,5% и определяется следующим со- отношением:
Q = Σ ι |Am| > 0,5 масс.%
где:
Q - количество диффундирующих легирующих элементов в материале при СПД, масс.%.
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26) n- количество легирующих элементов в материале,
|Ат| - абсолютная величина изменения содержания легирующего элемента в β- и а- фазах, масс.% , в процессе СПД.
|Дт| - рассчитывается по формуле:
|Δτπ| = (ττηβΐ— mal)— (m 32— та2)масс. %
где:
τηβΐ - содержание легирующего элемента в β-фазе до СПД, масс.%, ιτιβ2 - содержание легирующего элемента в β-фазе после СПД, масс. %,
mat - содержание легирующего элемента в α-фазе до СПД, масс.%, та2 - содержание легирующего элемента в α-фазе после СПД, масс. %.
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26)
PCT/RU2017/000266 2017-04-25 2017-04-25 Листовой материал на основе титанового сплава для низкотемпературной сверхпластической деформации WO2018199791A1 (ru)

Priority Applications (8)

Application Number Priority Date Filing Date Title
RU2017139320A RU2691434C2 (ru) 2017-04-25 2017-04-25 Листовой материал на основе титанового сплава для низкотемпературной сверхпластической деформации
JP2019558569A JP7028893B2 (ja) 2017-04-25 2017-04-25 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
EP17907725.0A EP3617335B1 (en) 2017-04-25 2017-04-25 Titanium alloy-based sheet material for low-temperature superplastic deformation
PCT/RU2017/000266 WO2018199791A1 (ru) 2017-04-25 2017-04-25 Листовой материал на основе титанового сплава для низкотемпературной сверхпластической деформации
CN201780091937.6A CN111279003B (zh) 2017-04-25 2017-04-25 低温超塑性变形的钛合金系片材材料
CA3062762A CA3062762A1 (en) 2017-04-25 2017-04-25 Titanium alloy-based sheet material for low- temperature superplastic deformation
US16/607,592 US20200149133A1 (en) 2017-04-25 2017-04-25 Titanium alloy-based sheet material for low-temperature superplastic deformation
BR112019022330-4A BR112019022330B1 (pt) 2017-04-25 2017-04-25 Material de chapa para conformação superplástica a baixa temperatura

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/RU2017/000266 WO2018199791A1 (ru) 2017-04-25 2017-04-25 Листовой материал на основе титанового сплава для низкотемпературной сверхпластической деформации

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2018199791A1 true WO2018199791A1 (ru) 2018-11-01

Family

ID=63918626

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/RU2017/000266 WO2018199791A1 (ru) 2017-04-25 2017-04-25 Листовой материал на основе титанового сплава для низкотемпературной сверхпластической деформации

Country Status (8)

Country Link
US (1) US20200149133A1 (ru)
EP (1) EP3617335B1 (ru)
JP (1) JP7028893B2 (ru)
CN (1) CN111279003B (ru)
BR (1) BR112019022330B1 (ru)
CA (1) CA3062762A1 (ru)
RU (1) RU2691434C2 (ru)
WO (1) WO2018199791A1 (ru)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112680630B (zh) * 2020-12-04 2021-12-24 中国航发北京航空材料研究院 一种超高韧中强高塑tc32钛合金零件的真空热处理方法
CN115652142A (zh) * 2022-12-02 2023-01-31 昆明理工大学 一种新型钛合金及其制备方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0408313A1 (en) * 1989-07-10 1991-01-16 Nkk Corporation Titanium base alloy and method of superplastic forming thereof
JPH03243739A (ja) * 1990-02-20 1991-10-30 Nkk Corp 超塑性加工性に優れたチタン合金及びその製造方法，並びにチタン合金の超塑性加工方法
US5256369A (en) * 1989-07-10 1993-10-26 Nkk Corporation Titanium base alloy for excellent formability and method of making thereof and method of superplastic forming thereof
RU2224047C1 (ru) 2002-06-05 2004-02-20 Институт проблем сверхпластичности металлов РАН Способ изготовления листовых полуфабрикатов из титановых сплавов
RU2243833C1 (ru) 2003-08-25 2005-01-10 ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение (ВСМПО) Способ изготовления тонких листов из высокопрочных титановых сплавов
RU2555267C2 (ru) 2013-06-25 2015-07-10 Открытое Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма" Способ изготовления тонких листов из двухфазного титанового сплава и изделие из этих листов

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4299626A (en) * 1980-09-08 1981-11-10 Rockwell International Corporation Titanium base alloy for superplastic forming
JPH0823053B2 (ja) * 1989-07-10 1996-03-06 日本鋼管株式会社 加工性に優れた高強度チタン合金およびその合金材の製造方法ならびにその超塑性加工法
JP3395443B2 (ja) * 1994-08-22 2003-04-14 住友金属工業株式会社 高クリープ強度チタン合金とその製造方法
RU2250806C1 (ru) * 2003-08-25 2005-04-27 ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение (ВСМПО) Способ изготовления тонких листов из высокопрочных титановых сплавов
EP1658389B1 (en) 2003-08-25 2008-01-23 The Boeing Company Method for manufacturing thin sheets of high-strength titanium alloys
GB2470613B (en) * 2009-05-29 2011-05-25 Titanium Metals Corp Alloy
RU2425164C1 (ru) * 2010-01-20 2011-07-27 Открытое Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма" Вторичный титановый сплав и способ его изготовления
ES2620310T3 (es) * 2011-06-17 2017-06-28 Titanium Metals Corporation Método para la fabricación de chapas de aleación alfa-beta de Ti-Al-V-Mo-Fe
RU2549804C1 (ru) * 2013-09-26 2015-04-27 Открытое Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма" Способ изготовления броневых листов из (альфа+бета)-титанового сплава и изделия из него
US10000826B2 (en) 2016-03-10 2018-06-19 Titanium Metals Corporation Alpha-beta titanium alloy having improved elevated temperature properties and superplasticity
CN107858558B (zh) 2017-11-23 2019-09-03 北京有色金属研究总院 一种超塑性钛合金板材及其制备方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0408313A1 (en) * 1989-07-10 1991-01-16 Nkk Corporation Titanium base alloy and method of superplastic forming thereof
US5256369A (en) * 1989-07-10 1993-10-26 Nkk Corporation Titanium base alloy for excellent formability and method of making thereof and method of superplastic forming thereof
JPH03243739A (ja) * 1990-02-20 1991-10-30 Nkk Corp 超塑性加工性に優れたチタン合金及びその製造方法，並びにチタン合金の超塑性加工方法
RU2224047C1 (ru) 2002-06-05 2004-02-20 Институт проблем сверхпластичности металлов РАН Способ изготовления листовых полуфабрикатов из титановых сплавов
RU2243833C1 (ru) 2003-08-25 2005-01-10 ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение (ВСМПО) Способ изготовления тонких листов из высокопрочных титановых сплавов
RU2555267C2 (ru) 2013-06-25 2015-07-10 Открытое Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма" Способ изготовления тонких листов из двухфазного титанового сплава и изделие из этих листов

Non-Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
KAIBYSHEV O: "Superplastic properties of commercial alloys", METALLURGY, 1984, pages 179 - 218
KOLACHEV B.A.POLLDN I. S.TALALAYEV V.D.: "VILS", vol. 316, 2000, article "Titanium alloys of various countries: Reference book. Moscow", pages: 13 - 16
R. BOYERG. WELSCHE. COLLINGS: "Materials Properties Handbook: Titanium Alloys", vol. 1048, 1998, ASM INTERNATIONAL, pages: 486 - 488
S. ZHEREBTSOVG. SALISHCHEVR. GALEYEVK. MAEKAWA: "Mechanical properties of Ti-6Al-4V titanium alloy with submicrocrystalline structure produced by severe plastic deformation", MATERIALS TRANSACTIONS, vol. 46, no. 9, 2005, pages 2020 - 2025
See also references of EP3617335A4

Also Published As

Publication number Publication date
US20200149133A1 (en) 2020-05-14
CN111279003B (zh) 2022-01-28
EP3617335B1 (en) 2021-11-17
CA3062762A1 (en) 2019-11-28
EP3617335A1 (en) 2020-03-04
CN111279003A (zh) 2020-06-12
JP2020517834A (ja) 2020-06-18
RU2017139320A (ru) 2019-05-13
RU2017139320A3 (ru) 2019-05-13
RU2691434C2 (ru) 2019-06-13
EP3617335A4 (en) 2020-08-19
BR112019022330B1 (pt) 2022-11-29
BR112019022330A2 (pt) 2020-05-26
JP7028893B2 (ja) 2022-03-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3380639B1 (en) Processing of alpha-beta titanium alloys
JP6029662B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
Nyakana et al. Quick reference guide for β titanium alloys in the 00s
US5516375A (en) Method for making titanium alloy products
JPS63186859A (ja) （α＋β）−チタン合金の動力学的且つ静力学的な機械的性質を改良する方法
JP2013539822A (ja) 高強度および延性アルファ／ベータチタン合金
JPH0686638B2 (ja) 加工性の優れた高強度Ｔｉ合金材及びその製造方法
EP2814995A1 (en) Titanium alloys
EP3844314B1 (en) Creep resistant titanium alloys
WO2015156356A1 (ja) 高強度・高ヤング率を有するα＋β型チタン合金冷延焼鈍板およびその製造方法
WO2018199791A1 (ru) Листовой материал на основе титанового сплава для низкотемпературной сверхпластической деформации
RU2692539C1 (ru) Способ получения объемных заготовок высокомарганцевой стали с рекристаллизованной мелкозернистой структурой
JPH11335758A (ja) 冷延性に優れた高強度チタン合金
JPS6339661B2 (ru)
JP3297012B2 (ja) 冷延性に優れた高強度チタン合金
Taye et al. Characterization of mechanical properties and formability of cryorolled aluminium alloy sheets
RU2772153C1 (ru) Стойкие к ползучести титановые сплавы
JP5430993B2 (ja) ジルコニウム材料
Boyer et al. Effect of Heat Treatment on Mechanical Properties of Titanium Alloys
JP3841290B2 (ja) β型チタン合金の製造方法およびその製造方法により製造したβ型チタン合金
EP3680356A1 (en) Wrought aluminum alloy
Terada et al. Aging Behavior of Ultrafine Grained Commercial Al-Mg-Si Alloy Severely Deformed by ARB Process
Kishida et al. Orientation Dependence of the Texture Evolution in Cold-Rolled Thin Foils of Ni 3 Al Single Crystals

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2017139320

Country of ref document: RU

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

Ref document number: 17907725

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 3062762

Country of ref document: CA

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2019558569

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112019022330

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017907725

Country of ref document: EP

Effective date: 20191125

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112019022330

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20191024