WO2022203535A1 - Материал для изготовления высокопрочных крепежных изделий и способ его получения - Google Patents
Материал для изготовления высокопрочных крепежных изделий и способ его получения Download PDFInfo
- Publication number
- WO2022203535A1 WO2022203535A1 PCT/RU2021/000128 RU2021000128W WO2022203535A1 WO 2022203535 A1 WO2022203535 A1 WO 2022203535A1 RU 2021000128 W RU2021000128 W RU 2021000128W WO 2022203535 A1 WO2022203535 A1 WO 2022203535A1
- Authority
- WO
- WIPO (PCT)
- Prior art keywords
- aging
- strength
- manufacture
- phase
- titanium alloy
- Prior art date
Links
- 239000000463 material Substances 0.000 title claims abstract description 73
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 30
- 230000032683 aging Effects 0.000 claims abstract description 37
- 229910001069 Ti alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 30
- 238000000034 method Methods 0.000 claims abstract description 18
- 239000003381 stabilizer Substances 0.000 claims abstract description 18
- 238000005275 alloying Methods 0.000 claims abstract description 15
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 claims abstract description 14
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 12
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 12
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims abstract description 12
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- 230000007935 neutral effect Effects 0.000 claims abstract description 8
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 7
- 238000004663 powder metallurgy Methods 0.000 claims abstract description 4
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 claims description 30
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 27
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 25
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 25
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 21
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 17
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 16
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 16
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims description 16
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims description 16
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 14
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 14
- 239000000243 solution Substances 0.000 claims description 12
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 11
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 11
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 9
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 9
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 9
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 claims description 9
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 9
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 239000004848 polyfunctional curative Substances 0.000 claims description 7
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 5
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 claims 1
- 238000000137 annealing Methods 0.000 abstract description 11
- 238000002844 melting Methods 0.000 abstract description 4
- 230000008018 melting Effects 0.000 abstract description 4
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 6
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 6
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 5
- 239000000047 product Substances 0.000 description 5
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 4
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 4
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 4
- 210000003850 cellular structure Anatomy 0.000 description 3
- 238000000354 decomposition reaction Methods 0.000 description 3
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 3
- 239000004033 plastic Substances 0.000 description 3
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 3
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 2
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 2
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 2
- 102220253765 rs141230910 Human genes 0.000 description 2
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 2
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 2
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 2
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 2
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 2
- 229910001040 Beta-titanium Inorganic materials 0.000 description 1
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001199 N alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910010169 TiCr Inorganic materials 0.000 description 1
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 229910021535 alpha-beta titanium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 1
- 210000004027 cell Anatomy 0.000 description 1
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 description 1
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000008602 contraction Effects 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 1
- 125000004122 cyclic group Chemical group 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 1
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 1
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 1
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 1
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 1
- 230000000977 initiatory effect Effects 0.000 description 1
- 230000016507 interphase Effects 0.000 description 1
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 1
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000002093 peripheral effect Effects 0.000 description 1
- 238000004321 preservation Methods 0.000 description 1
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 1
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 238000004904 shortening Methods 0.000 description 1
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 1
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 description 1
- GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N tantalum atom Chemical compound [Ta] GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000000844 transformation Methods 0.000 description 1
- 238000009827 uniform distribution Methods 0.000 description 1
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 1
- VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N yttrium atom Chemical compound [Y] VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C14/00—Alloys based on titanium
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
- B21C1/00—Manufacture of metal sheets, metal wire, metal rods, metal tubes by drawing
- B21C1/003—Drawing materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special drawing methods or sequences
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
- B21C9/00—Cooling, heating or lubricating drawing material
-
- 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
-
- 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
- titanium-based materials are increasingly used in various industries.
- One of the promising areas is the manufacture of fasteners for the aircraft and automotive industries.
- work is underway to replace steel fasteners with products made of high-strength titanium alloys.
- threaded fasteners must have a high set of properties, in particular, high tensile strength and double shear strength.
- titanium alloys should approach in mechanical properties to steel materials having a tensile strength s B - 1500 MPa, a double shear strength t cf - 900 MPa, and relative elongation d - 12%.
- Strength and ductility are the basic mechanical properties of metals and alloys, the combination of which directly affects the technological and operational qualities of the material of the fastener. baking products.
- the most cost-effective process for manufacturing an external thread of fasteners is the process of obtaining a thread as a result of plastic deformation of the workpiece with a thread rolling tool.
- the rolled thread profile is formed by pressing the tool into the workpiece material and extruding part of the material into the tool cavities.
- Modern equipment and applied technologies make it possible to carry out thread rolling on the material in a heat-strengthened state, i.e. in the state after hardening and artificial aging. In this case, compressive stresses are formed in the internal turns of the thread, which significantly increase the number of cycles before crack initiation, which ensures an increase in the cyclic resistance of the material as a whole.
- the known method is intended for the manufacture of blanks of fasteners from titanium alloy W 16 and does not take into account the features of processing other high-strength materials and alloys, which leads to low values of tensile strength and double shear.
- the problem to be solved by the invention is to obtain a material based on a titanium alloy for high-strength fasteners, which has a complex of high mechanical properties and makes it possible to perform thread rolling in a heat-strengthened state.
- [A1] equiv [A1] + [0] x 10 + [C] x 10 + [N] x20 + [Zr] / 6, wt.%, with the content of each specific element in the following ranges: aluminum 3.0-6 , 5 nitrogen not more than 0.05 oxygen 0.05-0.3 carbon not more than 0.1 zirconium not more than 2.0 3, and the total number of elements providing solid-solution strengthening, as well as increasing the volume fraction of the metastable b-phase, is determined by the relation:
- [Mo] eq [Mo]+[V]/l.4+[Cr]xl.67+[Fe]x2.5 , wt. %, with the content of each specific element in the following ranges: vanadium 4, 0-6, 5 molybdenum 4, 0-6, 5 chromium 2, 0-3, 5 iron 0.2-1.0
- [Mo] eq - structural molybdenum equivalent the value of which in the alloy ranges from 12.4 to 17.4, while the volume fraction of the primary a-phase in the structure of the material subjected to solid solution treatment and aging is from 15 to 27%.
- the size of the beta subgrain in the structure of the material subjected to solid solution treatment and aging does not exceed 15 ⁇ m.
- the material for the manufacture of high-strength fasteners is made in the form of a round cross-section rod with a diameter of up to 40 mm, subjected to solid solution treatment and aging.
- the material for the manufacture of high-strength fasteners is made in the form of a round wire with a diameter of up to 18 mm, subjected to solution treatment and aging.
- the material for the manufacture of high-strength fasteners after solution treatment and aging has a tensile strength of more than 1400 MPa, an elongation of more than 11% and a relative contraction of more than 35%.
- the material for the manufacture of high-strength fasteners has, after solution treatment and aging, a double shear strength of more than 750 MPa.
- an intermediate workpiece for drawing is obtained from titanium alloy, containing alloying elements in the form of a - stabilizers, b - stabilizers, neutral hardeners, the rest is titanium and inevitable impurities, while the total amount of alloying elements that provide solid solution strengthening of the a-phase of the titanium alloy is determined by the ratio:
- [A1] equiv [A1] + [0] x 10 + [C] x 10 + [N] x20 + [Zr] / 6, wt.%, with the content of each specific element in the following ranges: aluminum 3.0-6 , 5 nitrogen not more than 0.05 oxygen 0.05-0.3 carbon not more than 0.1 zirconium not more than 2.0 3, and the total number of elements providing solid-solution strengthening, as well as increasing the volume fraction of the metastable b-phase, is determined by the relation:
- [A1] Eq - structural aluminum equivalent makes it possible to estimate the degree of stabilization of the a-phase, which is simultaneously provided to it by the a-stabilizing elements present in the alloy: aluminum, oxygen, carbon, nitrogen and zirconium.
- the established value of the total amount of alloying elements strengthening the titanium alloy by solid solution hardening, [ ⁇ 1] equiv is from 5.1 to 9.3. This makes it possible to obtain the necessary proportion of the ⁇ -phase in the entire indicated range of the chemical composition of the titanium alloy, taking into account the temperature-speed parameters of processing.
- the values of the content of each element are determined based on the following considerations.
- Aluminum increases the specific strength of the alloy, improves the strength properties and modulus of elasticity of titanium.
- the aluminum content in the alloy less than 3.0% does not provide the required strength of the alloy, and also increases the likelihood of the formation of the w-phase, which adversely affects the plasticity characteristics, with an aluminum content of more than 6.5%, the technological plasticity of the alloy decreases a it is also possible to form Ti Al particles which can cause embrittlement of the material.
- the oxygen content in the range of 0.05-0.3% increases the strength while maintaining the plasticity characteristics.
- the presence in the alloy of nitrogen of no more than 0.05% and carbon of no more than 0.1% has no effect on the decrease in ductility at room temperature.
- the alloy is additionally alloyed with zirconium no more than 2.0%, which increases the strength of the alloy, practically without reducing its plasticity and fracture toughness.
- Vanadium having a high solubility in titanium, in an amount of 4.0-6.5% increases the ability for hardening heat treatment and provides stabilization of the b-phase, as well as strengthening of the a-phase. Alloying with molybdenum in the range of 4.0-6.5% effectively increases the strength at room and elevated temperatures, and also increases the thermal stability of alloys containing chromium and iron.
- the content of chromium set in the range of 2.0-3.5%, is due to the fact that this element is a strong b-stabilizer and significantly strengthens titanium alloys.
- An increased level of plasticity of the material in heat-sealed in a broken state provides a combination of a large number of subboundaries with a size of b-subgrains up to 15 ⁇ m and the presence of grain-boundary dislocations in boundaries/subboundaries, as well as a large length of interfacial boundaries provided by particles of the primary a-phase in a volume fraction of 15-27% .
- the calculated chemical composition of the ingot is determined based on the ratio of the values of the total amount of alloying elements that provide solid-solution strengthening of the a-phase of the titanium alloy and are determined by the ratio:
- [A1] equiv [A1] + [0] x 10 + [C] x 10 + [N] x20 + [Zr] / 6, wt.%, with the content of each specific element in the following ranges: aluminum 3.0-6.5 nitrogen no more than 0.05 oxygen 0.05-0.3 carbon no more than 0.1 zirconium no more than 2.0
- [A1] eq - structural aluminum equivalent the value of which in the alloy ranges from 5.1 to 9.3, as well as the total number of elements that provide solid solution strengthening and increase the volume fraction of the metastable b-phase, determined by the relation:
- [Mo] 3KB [Mo]+[V]/l.4+[Cr]xl.67+[Fe]x2.5 , wt. %, with the content of each specific element in the following ranges: vanadium 4.0-6.5 molybdenum 4.0-6.5 chromium 2.0-3.5 iron 0.2-1.0 where [Mo] eq - structural molybdenum equivalent, the value of which in the alloy is from 12.4 to 17.4,
- the maximum size of the diameter of the obtained workpiece for drawing can be limited only by the capabilities of drawing equipment for cold deformation, since With an increase in the diameter of the workpiece, while ensuring an equal degree of deformation, the loads on the deforming tooling of the equipment and the specific drawing forces increase significantly.
- the non-uniformity of deformation over the section increases due to the accumulation during subsequent drawing of the non-uniformity of deformation of the peripheral and central layers of the workpiece, which, accordingly, creates an uneven structure of the final product.
- the proportion of the primary a-phase required for the redistribution and homogenization of stresses before subsequent drawing contributes to the effective accumulation of dislocations during further cold deformation, which determine subsequent recovery processes, polygonization and recrystallization. Cooling from the annealing temperature at an arithmetic mean rate of more than 15°C/min makes it possible to fix the metastable b-phase without its decomposition, and also to fix the established amount of the primary a-phase. In addition, this rate makes it possible to avoid the formation of a secondary a-phase, the presence of which significantly increases the hardening factor and makes it impossible to achieve high elongation factors at the next stage of the plastic deformation process.
- the drawing of the intermediate billet is carried out at room temperature with an elongation ratio in the range of 1.8-5.
- the density of dislocations increases significantly both in the b-phase and at the interphase boundaries and in the a-phase.
- Particles of the primary a-phase in an amount of 6 to 17% make it possible to optimally distribute dislocations along slip lines, creating their uniform distribution over the bulk of the material.
- a cellular structure is formed and stabilized in the material, which, when treated for a solid solution, provides the required size and number of b-phase subgrains.
- An elongation ratio of less than 1.8 does not ensure the stability of the cellular structure during subsequent treatment for a solid solution, even with an expansion of the temperature range, since The specific fraction of cells that transform into b-subgrains is lower, which leads to an increase in the size of b-subgrains and does not allow one to provide the values of mechanical properties after the final heat treatment.
- the maximum elongation ratio is characterized by the limiting damage of the material before destruction, which largely depends on the parameters of the drawing mode and the structure of the original work piece. tovki. After drawing, the material in the form of a wire or rod is subjected to hardening heat treatment, consisting of solution treatment and subsequent artificial aging.
- Processing for a solid solution is carried out according to the following regime: heating the material to a temperature of (Tpp-50)°C-(Tpp-80)°C, holding at a given temperature for 1-8 hours, cooling to a temperature below or equal to the temperature of subsequent aging with arithmetic mean speed over 10°C/min.
- This mode is due to obtaining the necessary parameters of the a- and b-phases.
- a structure is formed with an increased volume fraction of the primary a-phase up to 15–27% and the presence of subgrains of the b-phase in the structure no larger than 15 ⁇ m.
- the choice of aging temperatures is due to the degree of stability of the b-phase decomposing during aging, as well as the fineness of the secondary a-phase that is released, which predetermines the achievement of high strength values of the material.
- the duration of aging for at least 8 hours ensures the complete passage of the decomposition of the b-phase and bringing the material to an equilibrium state.
- adjusting operations were performed to obtain a workpiece with a diameter of 12.3 mm.
- a workpiece with a diameter of 12.3 mm was subjected to drawing at room temperature to a diameter of 8.6 mm.
- the surface defects and the gas-saturated layer were removed using abrasive grinding and etching, in which the diameter of the workpiece decreased to 8.05 mm.
- heat-strengthening treatment of the wire material was carried out according to the following mode: treatment for a solid solution when heated to a temperature of 768°C (Tpp-70)° and holding for 4 hours, cooling in air to room temperature at an arithmetic mean rate of more than 10°C/min; artificial aging at a temperature of 500°C, holding for 8 hours, cooling in air.
- Tpp-70 768°C
- Table 2 The results of testing the mechanical properties of the wire material with a diameter of 8.05 mm in the heat-strengthened state are given in Table 2.
- the image of the material microstructure in the longitudinal direction at 4000-fold magnification is shown in Fig. 1.
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)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Forging (AREA)
Abstract
Изобретение относится к металлургии, в частности к получению материалов наоснове титанового сплава с заданными механическими свойствами для изготовления крепежных изделий, использующихся в различных областях промышленности, преимущественно в авиастроительной. Материал для изготовления высокопрочных крепежных изделий, выполненный из титанового сплава, содержащего легирующие элементы в виде - стабилизаторов, - стабилизаторов, нейтральных упрочнителей, остальное титан и неизбежные примеси. Размер бета-субзерна в структуре материала, подвергнутого обработке на твердый раствор и старению, не превышает 15 мкм. Материал для изготовления высокопрочных крепежных изделий выполнен в виде прутка круглого сечения диаметром до 40 мм и проволоки круглого сечения диаметром до 18 мм, подвергнутых обработке на твердый раствор и старению. Материал после обработки на твердый раствор и старения имеет предел прочности на растяжение свыше 1400 МПа, относительное удлинение свыше 11%, относительное сужение свыше 35% и предел прочности на двойной срез свыше 750 МПа. Промежуточную заготовку для волочения получают путем выплавки слитка из титанового сплава, термомеханической обработки слитка с получением кованого биллета и его последующей прокатки. Также промежуточную заготовку для волочения получают методом порошковой металлургии.
Description
МАТЕРИАЛ ДЛЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ВЫСОКОПРОЧНЫХ КРЕПЕЖНЫХ ИЗДЕЛИЙ И СПОСОБ ЕГО ПОЛУЧЕНИЯ
Изобретение относится к металлургии, в частности к получению материалов на основе титанового сплава с заданными механическими свойствами для изготовления крепежных изделий, использующих- ся в различных областях промышленности, преимущественно в авиа- строительной.
Благодаря своей высокой удельной прочности и повышенной кор- розионной стойкости материалы на основе титана находят все боль- шее применение в различных областях промышленности. Одним из перспективных направлений является изготовление элементов кре- пежа для авиастроительной и автомобильной промышленности. В со- временном самолетостроении в целях экономии веса конструкций ве- дутся работы по замене стальных крепежных деталей на изделия из высокопрочных титановых сплавов. Для надежной эксплуатации из- делий резьбовые крепежные изделия должны обладать высоким комплексом свойств, в частности высокими значениями прочности при растяжении и двойном срезе. При этом титановые сплавы должны приближаться по механическим свойствам к стальным материалам, имеющим временное сопротивление sB - 1500 МПа, предел прочно- сти на двойной срез тср - 900 МПа, относительное удлинение d - 12%. Прочность и пластичность являются базовыми механическими свой- ствами металлов и сплавов, от сочетания которых напрямую зави- сят технологические и эксплуатационные качества материала кре-
пежных изделий.
Наиболее экономически эффективным процессом изготовления внеш- ней резьбы крепежных элементов является процесс получения резь- бы в результате пластической деформации заготовки резьбонакатным инструментом. Профиль накатываемой резьбы образуется за счет вдавливания инструмента в материал заготовки и выдавливания части материала во впадины инструмента. Современное оборудование и применяемые технологии позволяют осуществлять накатку резьбы на материале в термоупрочненном состоянии, т.е. в состоянии после за- калки и искусственного старения. При этом во внутренних витках резьбы формируются сжимающие напряжения, существенно повы- шающие количество циклов до зарождения трещины, что обеспечи- вает увеличение циклической стойкости материала в целом. Однако накатка резьбы в термоупрочненном состоянии осложняется нали- чием повышенной прочности материала, сопровождающейся пони- женным уровнем пластичности, что существенно ограничивает техно- логические возможности процесса и снижает стойкость используемо- го инструмента. В связи с этим актуальной задачей является созда- ние материала на основе титана, обладающего сочетанием высокой прочности и пластичности в термоупрочненном состоянии.
Известно крепежное изделие и способ его производства, выпол- ненное из альфа-бета титанового сплава, включающее подвергнутый горячей прокатке, обработке на твердый раствор и старению аль- фа/бета титановый сплав, содержащий, мае. %: алюминий от 3,9 до 4,5; ванадий от 2,2 до 3,0; железо от 1,2 до 1,8; кислород от 0,24 до 0,3;
углерод до 0,08; азот до 0,05; другие элементы не более чем 0,3 в сумме, при этом другие элементы представляют собой, по существу, по меньшей мере, один из: бор, иттрий с содержанием каждого менее чем 0,005 и олово, цирконий, молибден, хром, никель, кремний, медь, ниобий, тантал, марганец и кобальт с содержанием каждого 0,1 или менее, остальное - титан и случайные примеси, горячую прокатку ти- танового сплава в области альфа/бета фаз с получением заготовки; отжиг полученной заготовки при температуре от 1200°F (648, 9°С) до 1400°F (760°С) в течение времени от 1 часа до 2 часов; охлаждение на воздухе; механическую обработку до заранее определенного раз- мера изделия; обработку на твердый раствор при температуре от 1500°F (815,6°С) до 1700°F (926, 7°С) в течение времени от 0,5 часа до 2 часов; охлаждение со скоростью, по меньшей мере, эквивалентной охлаждению на воздухе; старение при температуре от 800°F (426, 7°С) до 1000°F (537, 8°С) в течение времени от 4 часов до 16 часов; и охла- ждение на воздухе (Патент РФ на изобретение N°2581332, МПК С22С 14/00, C22F 1/18, публ. 20.04.2016). Однако уровень прочности на растяжение известного материала, при котором возможна накатка резьбы в термоупрочненном состоя- нии, ограничен величиной 1370 МПа.
Известен способ получения прутков из титанового сплава, вклю- чающий получение заготовки, ее горячую прокатку на пруток, при этом заготовку получают из слитка и осуществляют травление полу- ченного в результате горячей прокатки прутка, его вакуумный отжиг, волочение, отжиг прошедшего волочение прутка и его механическую обработку на конечный размер, при этом проводят воздушный отжиг
прошедшего волочение прутка в две стадии: сначала при температуре 650-750°С в течение 15-60 мин с охлаждением на воздухе до комнат- ной температуры, затем при температуре 180-280°С в течение 4-12 ч с охлаждением на воздухе до комнатной температуры; при этом по второму варианту отжиг ведут сначала при температуре 750-850°С в течение 15-45 мин с охлаждением в печи до 500-550°С и далее на воз- духе до комнатной температуры, затем при температуре 400-500°С в течение 4-12 ч с охлаждением на воздухе до комнатной температуры (Патент РФ на изобретение N°2311248, МПК C22F 1/18, В21С 37/04, публ. 27.11.2007).
Известный способ предназначен для изготовления заготовок крепежных деталей из титанового сплава Вт 16 и не учитывает осо- бенностей обработки других высокопрочных материалов и сплавов, что приводит к низким значениям предела прочности на растяжение и двойной срез.
Задачей, на решение которой направлено изобретение, является получение материала на основе титанового сплава для высокопроч- ных крепежных изделий, обладающего комплексом высоких показа- телей механических свойств и позволяющего выполнять накатку резьбы в термоупрочненном состоянии.
Техническим результатом, достигаемым при осуществлении изо- бретения, является повышение прочностных свойств материала при сохранении высокого уровня пластичности.
Указанный технический результат достигается тем, что в материа- ле для изготовления высокопрочных крепежных изделий, выполнен- ном из титанового сплава, содержащего легирующие элементы в виде а - стабилизаторов, b -стабилизаторов, нейтральных упрочнителей, остальное титан и неизбежные примеси, согласно изобретения сум-
марное количество легирующих элементов, обеспечивающих твердо- растворное упрочнение a-фазы титанового сплава , определяется со- отношением:
[А1]экв =[А1]+[0] х 10+[С] х 10+[N]x20+[Zr]/6, масс.%, с содержанием каждого конкретного элемента в следующих интервалах: алюминий 3,0-6, 5 азот не более 0,05 кислород 0,05-0,3 углерод не более 0,1 цирконий не более 2,0 где [А1]экв - структурный алюминиевый эквивалент, величина которого в сплаве составляет от 5,1 до 9,3, а суммарное количество элементов, обеспечивающих твердо- растворное упрочнение, а также увеличивающих объемную долю ме- тастабильной b-фазы определяется соотношением:
[Мо]экв =[Mo]+[V]/l,4+[Cr]xl,67+[Fe]x2,5 , масс. %, с содержанием каждого конкретного элемента в следующих интервалах: ванадий 4, 0-6, 5 молибден 4, 0-6, 5 хром 2, 0-3, 5 железо 0,2- 1,0 где [Мо]экв - структурный молибденовый эквивалент, величина которого в сплаве составляет от 12,4 до 17,4, при этом объемная доля первичной a-фазы в структуре материала, подвергнутого обработке на твердый раствор и старению, составля- ет от 15 до 27 %. Коэффициент пластичности (Кпм) материала,
подвергнутого обработке на твердый раствор и старению в интерва- ле предела прочности на растяжение 1400-1500 МПа, определенный из интегрального уравнения:
где RA - относительное сужение, %; sB - предел прочности на растяжение, МПа; составляет от З,7х103 до 5,0х103.
Размер бета-субзерна в структуре материала, подвергнутого об- работке на твердый раствор и старению, не превышает 15 мкм. Ма- териал для изготовления высокопрочных крепежных изделий выпол- нен в виде прутка круглого сечения диаметром до 40 мм, подверг- нутого обработке на твердый раствор и старению. Материал для из- готовления высокопрочных крепежных изделий выполнен в виде проволоки круглого сечения диаметром до 18 мм, подвергнутой об- работке на твердый раствор и старению. Материал для изготовления высокопрочных крепежных изделий после обработки на твердый раствор и старения имеет предел прочности на растяжение свыше 1400 МПа, относительное удлинение свыше 11 % и относительное сужение свыше 35 %. Материал для изготовления высокопрочных крепежных элементов имеет после обработки на твердый раствор и старения предел прочности на двойной срез свыше 750 МПа.
Также указанный технический результат достигается тем, что в способе получения материала для высокопрочных крепежных изде- лий, включающем получение промежуточной заготовки для волоче- ния из титанового сплава, получение холоднотянутой заготовкии ее окончательную термическую обработку, согласно изобретения про- межуточную заготовку для волочения получают из титанового сплава,
содержащего легирующие элементы в виде а - стабилизаторов, b - стабилизаторов, нейтральных упрочнителей, остальное титан и неизбежные примеси, при этом суммарное количество легирующих элементов, обеспечивающих твердорастворное упрочнение а-фазы титанового сплава , определяется соотношением:
[А1]экв =[А1]+[0] х 10+[С] х 10+[N]x20+[Zr]/6, масс.%, с содержанием каждого конкретного элемента в следующих интервалах: алюминий 3,0-6, 5 азот не более 0,05 кислород 0,05-0,3 углерод не более 0,1 цирконий не более 2,0 где [А1]экв - структурный алюминиевый эквивалент, величина которого в сплаве составляет от 5,1 до 9,3, а суммарное количество элементов, обеспечивающих твердо- растворное упрочнение, а также увеличивающих объемную долю ме- тастабильной b-фазы определяется соотношением:
[Мо]экв =[Mo]+[V]/l,4+[Cr]xl,67+[Fe]x2,5 , масс. %, с содержанием каждого конкретного элемента в следующих интервалах: ванадий 4, 0-6, 5 молибден 4, 0-6, 5 хром 2, 0-3, 5 железо 0, 2-1, 0 где [Мо]экв - структурный молибденовый эквивалент, величина кото- рого в сплаве составляет от 12,4 до 17,4, промежуточную заготовку перед волочением отжигают
при температуре (Тпп-20)°С-(Тпп-50)°С, (где Тпп - температура по- лиморфного превращения), с последующим охлаждением до комнат- ной температуры со среднеарифметической скоростью не менее 15°С/мин, получение холоднотянутой заготовки осуществляют воло- чением с коэффициентом вытяжки от 1,8 до 5, причем окончательную термическую обработку холоднотянутой заготовки проводят по сле- дующему режиму: обработка на твердый раствор после нагрева ме- талла до температуры (Тпп-50)°С-(Тпп-80)°С с выдержкой 1-8 часов и последующим охлаждением со среднеарифметической скоростью более 10°С/мин до температуры ниже или равной температуре после- дующего старения, старение при температуре нагрева металла 400-530°С в течение не менее 8 часов с последующим охлаждением до комнатной температуры. Промежуточную заготовку для волочения получают путем выплавки слитка из титанового сплава, термомеха- нической обработки слитка с получением кованого биллета и его по- следующей прокатки. Промежуточную заготовку для волочения по- лучают методом порошковой металлургии.
Для создания материала используется титановый сплав, в составе которого содержатся a-стабилизаторы (алюминий, кислород, азот, уг- лерод), b-стабилизаторы (ванадий, молибден, хром, железо), ней- тральные упрочнители (цирконий). В принцип создания материала заложено различие эффекта влияния на титан указанных групп леги- рующих элементов. Элементы, эквивалентные алюминию (а- стабилизаторы и нейтральные упрочнители), упрочняют титановые сплавы, в основном, в результате растворного упрочнения, а элемен- ты, эквивалентные молибдену (b-стабилизаторы), - вследствие как твердорастворного упрочнения, так и увеличения доли метастабиль- ной b-фазы, которая при старении обеспечивает дисперсионное
твердение сплава. В заявляемом изобретении структурные эквивален- ты [А1]экв и [Мо]экв являются критериями, которые в совокупности с разработанными режимами обработки регламентируют процесс полу- чения высококачественного материала для крепежных элементов.
[А1]Экв - структурный алюминиевый эквивалент позволяет оценить степень стабилизации a-фазы, которую на нее одновременно оказы- вают a-стабилизирующие элементы, присутствующие в сплаве: алюминий, кислород, углерод, азот и цирконий. Установленная вели- чина суммарного количества легирующих элементов, упрочняющих титановый сплав твердорастворным упрочнением, [А1]экв составляет от 5,1 до 9,3. Это позволяет во всем указанном диапазоне химическо- го состава титанового сплава с учетом температурно-скоростных па- раметров обработки получать необходимую долю а-фазы.
Величины содержания каждого элемента определены исходя из следующих соображений. Алюминий повышает удельную прочность сплава, улучшает прочностные свойства и модуль упругости титана. Содержание алюминия в сплаве менее 3,0% не обеспечивает необхо- димую прочность сплава, а также повышает вероятность образования w-фазы которая негативно сказывается на характеристиках пластич- ности, при содержании алюминия свыше 6,5%, уменьшается техноло- гическая пластичность сплава а также возможно формирование час- тиц Ti Al которые могут вызвать охрупчивание материала. Содержа- ние кислорода в пределах 0,05-0,3% повышает прочность при сохра- нении характеристик пластичности. Наличие в сплаве азота не более 0,05% и углерода не более 0,1% не оказывает воздействия на сниже- ние пластичности при комнатной температуре. Для увеличения проч- ности a-фазы сплав дополнительно легирован цирконием не бо- лее 2,0 %, что повышает прочность сплава, практически не снижая
его пластичность и трещиностойкость.
Введенное в сплав содержание ванадия, молибдена, хрома и железа, соответствующие молибденовому эквиваленту [Мо]экв от 12,4 до 17,4, позволяет снизить критическую скорость охлаждения и обеспечить фиксацию метастабильной b-фазы при охлаждении на воздухе в сечениях до 40 мм и более, обеспечивает получение высокой доли метастабильной b-фазы, необходимой для получения высокой проч- ности после старения, а также повышенной технологической пла- стичности при проведении холодной деформации.
При этом из числа b-стабилизаторов дополнительно определено содержание каждого элемента. Ванадий, имеющий высокую раство- римость в титане, в количестве 4, 0-6, 5 % повышает способность к уп- рочняющей термической обработке и обеспечивает стабилизацию b-фазы, а также упрочнение a-фазы. Легирование молибденом в ин- тервале 4, 0-6, 5% эффективно увеличивает прочность при комнатной и повышенных температурах, а также повышает термическую стабиль- ность сплавов, содержащих хром и железо. Содержание хрома, уста- новленное в интервале 2, 0-3, 5 % обусловлено тем, что этот элемент является сильным b-стабилизатором и значительно упрочняет ти- тановые сплавы. При легировании сплава хромом больше 3,5 % возможно образование интерметаллидной фазы TiCr2, вызывающей охрупчивание сплава. Введение железа в интервале 0,2- 1,0 % повы- шает технологическую пластичность при горячей обработке сплава, что помогает избежать образования деформационных дефектов. Со- держание железа более 1,0 % повышает химическую неоднородность при плавлении и кристаллизации сплава, что приводит к неоднород- ности структуры и, как следствие, неоднородности механических свойств. Повышенный уровень пластичности материала в термоуп-
рочненном состоянии обеспечивает сочетание большого количества субграниц при размере b-субзерен до 15 мкм и наличие зерногранич- ных дислокаций в границах\субграницах, а также большой протяжен- ности межфазных границ, обеспечиваемых частицами первичной а- фазы в объемной доле 15-27% .
Способность термоупрочненного материала к накатке резьбы без разрушения при прочности на растяжение свыше 1400 МПа харак- теризуется следующей математической зависимостью, установленной экспериментально:
Кп R-A doB , где Кпм - коэффициент пластичности термоупрочненного материала, составляющий от З,7*103 до 5,0х103 ;
RA - относительное сужение, %; sB - предел прочности на растяжение в интервале 1400-1500 МПа.
Сущность предлагаемого способа изготовления материала для высокопрочных крепежных элементов заключается в следую- щем.
В целях получения материала изготовляют промежуточную за- готовку для волочения из титанового сплава, содержащего легирую- щие элементы в виде а - стабилизаторов, b - стабилизаторов, ней- тральных упрочнителей, остальное титан и неизбежные примеси.
Расчетный химический состав слитка определяют исходя из со- отношения величин суммарного количества легирующих элементов, обеспечивающих твердорастворное упрочнение a-фазы титанового сплава и определяющихся соотношением:
[А1]экв =[А1]+[0] х 10+[С] х 10+[N] x20+[Zr]/6, масс.%,
с содержанием каждого конкретного элемента в следующих интервалах: алюминий 3,0-6, 5 азот не более 0,05 кислород 0,05-0,3 углерод не более 0,1 цирконий не более 2,0 где [А1]экв - структурный алюминиевый эквивалент, величина которого в сплаве составляет от 5,1 до 9,3, а также суммарного количества элементов, обеспечивающих твердорастворное упрочнение и увеличивающих объемную долю ме- тастабильной b-фазы , определяющихся соотношением:
[Mo]3KB =[Mo]+[V]/l,4+[Cr]xl,67+[Fe]x2,5 , масс. %, с содержанием каждого конкретного элемента в следующих интервалах: ванадий 4, 0-6, 5 молибден 4,0-6, 5 хром 2, 0-3, 5 железо 0,2- 1,0 где [Мо]экв - структурный молибденовый эквивалент, величина кото- рого в сплаве составляет от 12,4 до 17,4,
Одним из возможных вариантов получения промежуточной заготовки является выплавка слитка, его термомеханическая обра- ботка посредством деформирования в кованую заготовку (биллет) при температурах b- и/или (о )-области. Для удаления газонасыщен- ного слоя и поверхностных деформационных дефектов целесообразно проводить механическую обработку кованого биллета. Последующую прокатку биллета осуществляют с получением промежуточной заго-
товки в виде катаного прутка. Возможно получение заготовки и дру- гими способами, включая порошковую металлургию.
Максимальный размер диаметра получаемой заготовки для во- лочения может быть ограничен только возможностями волочильного оборудования для холодной деформации, т.к. с увеличением диамет- ра заготовки при обеспечении равной степени деформации значи- тельно возрастают нагрузки на деформирующую оснастку оборудова- ния и удельные усилия волочения.
Кроме того, при увеличении диаметра промежуточной заго- товки для волочения повышается неравномерность деформации по сечению из-за накопления при последующем волочении неравномер- ности деформации периферийных и центральных слоев заготовки, что, соответственно, создает неравномерность структуры финального изделия.
Перед волочением промежуточную заготовку подвергают отжигу, в том числе вакуумному, при температуре (Тпп-20)°С - (Тпп- 50)°С с последующим охлаждением со среднеарифметической ско- ростью не менее 15°С/мин. Нагрев промежуточной заготовки с ука- занным химическим составом в интервале температур (Тпп-20)°С - (Тпп-50)°С позволяет получить структуру, содержащую метаста- бильную матричную b-фазу с долей первичной a-фазы в диапазоне 6-17 %. В процессе пластической холодной деформации первичная а- фаза является препятствием для движения дислокаций, сокращая их путь до расстояния между частицами a-фазы. Доля первичной а- фазы, необходимой для перераспределения и гомогенизации напря- жений перед последующим волочением, в диапазоне 6-17% способ- ствует эффективному накоплению дислокаций при дальнейшей хо- лодной деформации, определяющих последующие процессы возврата,
полигонизации и рекристаллизации. Охлаждение с температуры от- жига со среднеарифметической скоростью более 15°С/мин позволяет осуществить фиксацию метастабильной b-фазы без ее распада, а так- же зафиксировать установленное количество первичной а-фазы. Кроме того, указанная скорость позволяет избежать образования вторичной a-фазы, наличие которой существенно увеличивает коэф- фициент упрочнения и не дает возможность достигать высоких коэф- фициентов вытяжки на следующей стадии процесса пластической деформации.
Волочение промежуточной заготовки осуществляют при комнат- ной температуре с коэффициентом вытяжки в интервале 1,8-5. В про- цессе волочения существенно увеличивается плотность дислокаций как в b-фазе, так на межфазных границах и в a-фазе. Частицы первич- ной a-фазы в количестве от 6 до 17 % позволяют оптимально распре- делить дислокации по линиям скольжения, создавая равномерное их распределение по объему материала. При коэффициенте вытяжки свыше 1,8 в материале образуется и стабилизируется ячеистая струк- тура, которая при обработке на твердый раствор обеспечивает необ- ходимый размер и количество субзерен b-фазы. Коэффициент вытяж- ки менее 1,8 не обеспечивает устойчивость ячеистой структуры при последующей обработке на твердый раствор даже при расширении температурного диапазона, т.к. удельная доля ячеек, трансформи- рующихся в b-субзерна, понижена, что приводит к увеличению разме- ров b-субзерен и не позволяет обеспечить значения механических свойств после окончательной термической обработки. Максимальный коэффициент вытяжки характеризуется предельной повреждаемо- стью материала перед разрушением, которая в большей степени за- висит от параметров режима волочения и структуры исходной заго-
товки. После волочения материал в виде проволоки или прутка под- вергают упрочняющей термической обработке, состоящей из обра- ботки на твердый раствор и последующего искусственного старения.
Обработку на твердый раствор осуществляют по следующему режиму: нагрев материала до температуры (Тпп-50)°С-(Тпп-80)°С, выдержка при заданной температуре 1-8 часов, охлаждение до тем- пературы ниже или равной температуре последующего старения со среднеарифметической скоростью более 10°С/мин.
Указанный режим обусловлен получением необходимых па- раметров а- и b-фазы. При данной термической обработке в резуль- тате превращений и перераспределения дислокаций образуется струк- тура с увеличенной объемной долей первичной a-фазы до 15-27% и наличием в структуре субзерен b-фазы размерами не более 15 мкм.
Нагрев материала выше температуры указанного диапазона при- водит к существенному росту размера субзерен b-фазы и уменьшает объемную долю a-фазы, что в итоге приводит к понижению пластич- ности материала в конечном состоянии. При нагреве материала до температуры ниже (Тпп-80)°С увеличивается объемная доля а-фазы, что затрудняет получение прочности после старения более 1450 МПа. Минимальная выдержка при нагреве до температуры обработки на твердый раствор в течение 1 часа обусловлена достаточностью прохождения процессов преобразования ячеистой структуры в субзе- ренную, а выдержка материала более 8 часов увеличивает размер субзерен, что приводит к снижению пластичности. Среднеарифмети- ческая скорость охлаждения 10°С/мин является минимальной скоро- стью, обеспечивающей при обработке на твердый раствор отсутствие распада метастабильной b-фазы, сохранения доли первичной а-фазы, ограничивая образование вторичной а-фазы.
После обработки на твердый раствор осуществляют искусствен- ное старения материала при температуре 400-530°С в течение свыше 8 часов.
Искусственное старение материала при температурах 400-530°С позволяет варьировать значения предела прочности на растяжение в диапазоне от 1400 МПа, учитывая значения интервала температур обработки на твердый раствор, а также закончить формирование структуры, которая в совокупности с обработкой на твердый раствор дает возможность получения повышенного уровня пластичности с обеспечением значения относительного удлинения материала не ме- нее 11%. Температурный интервал старения вызван достижением не- обходимой прочности материала, которая впоследствии определяет прочность полученных крепежных элементов. Выбор значений тем- ператур старения обусловлен степенью стабильности распадаю- щейся при старении b-фазы, а также дисперсностью выделяющейся вторичной a-фазы, которая предопределяет достижение высоких по- казателей прочности материала. Длительность старения не менее 8 часов обеспечивает полное прохождение распада b-фазы и приведе- ние материала в равновесное состояние.
Промышленную применимость изобретения подтверждает при- мер его конкретного выполнения.
Для изготовления материала для крепежных элементов в виде проволоки диаметром 8,05 мм был выплавлен слиток с химиче- ским составом, приведенным в таблице 1. Температура полиморфно- го превращения сплава (Тпп), определенная металлографическим спо- собом, составила 838°С.
Табл. 1
Выплавленный слиток деформировали при температурах в b- и (a+b)- области, окончательное деформирование заготовки осуществ- ляли с получением кованых биллетов для прокатки, далее производи- ли их механическую обработку. Из механически обработанных билле- тов прокаткой получали катаную промежуточную заготовку диамет- ром 13,3 мм с температурой окончания деформации в b-об ласти. В результате получали структуру в виде рекристаллизованного равно- осного b-зерна. Промежуточную заготовку диаметром 13,3 мм от- жигали в вакуумной печи при температуре 802°С (Тпп-36)°С и охла- ждали до комнатной температуры со среднеарифметической скоро- стью более 15°С/мин. Для удаления дефектов поверхности и газона- сыщенного слоя проводили адъюстажные операции с получением за- готовки диаметром 12,3 мм. Заготовку диаметром 12,3 мм подвергали волочению при комнатной температуре до диаметра 8,6 мм. Далее проводили удаление дефектов поверхности и газонасыщенного слоя с использованием абразивной шлифовки и травления, при которой диаметр заготовки уменьшился до 8,05 мм. Затем осуществляли тер- моупрочняющую обработку материала проволоки по следующему
режиму: обработка на твердый раствор при нагреве до температуры 768°С (Тпп-70)° и выдержке 4 часа, охлаждение на воздухе до ком- натной температуры со среднеарифметической скоростью более 10°С/мин; искусственное старение при температуре 500°С, выдержка 8 часов, охлаждение на воздухе. Результаты испытаний механических свойств материала проволоки диаметром 8,05 мм в термоупрочнен- ном состоянии приведены в таблице 2. Изображение микроструктуры материала в продольном направлении при 4000-кратном увеличении приведено на фиг. 1. Табл. 2
Таким образом, заявляемый материал для высокопрочных крепеж- ных элементов характеризуется повышенным уровнем технологиче- ских и эксплуатационных свойств, которые достигаются за счет оп- тимизации химического состава и соотношений легирующих элемен- тов в титановом сплаве, а также за счет оптимизации технологиче- ских режимов его деформирования и термической обработки, обес- печивающих получение регламентированной микроструктуры.
Claims
1. Материал для изготовления высокопрочных крепежных из- делий, выполненный из титанового сплава, содержащего легирующие элементы в виде а - стабилизаторов, b - стабилизаторов, нейтральных упрочнителей, остальное титан и неизбежные примеси, отличающий- ся тем, что суммарное количество легирующих элементов, обеспечи- вающих твердорастворное упрочнение a-фазы титанового сплава, оп- ределяется соотношением:
[А1]экв = [А1]+[0] х 10+[С] х 10+[N] x20+[Zr]/6, масс.%, с содержанием каждого конкретного элемента в следующих интервалах: алюминий 3,0-6, 5 азот не более 0,05 кислород 0,05-0,3 углерод не более 0,1 цирконий не более 2,0 где [А1]экв - структурный алюминиевый эквивалент, величина которого в сплаве составляет от 5,1 до 9,3, а суммарное количество элементов, обеспечивающих твердорастворное упрочнение, а также увеличивающих объемную долю метастабильной b-фазы, определя- ется соотношением:
[Мо]экв =[Mo]+[V]/l,4+[Cr]xl,67+[Fe]x2,5 , масс. %, с содержанием каждого конкретного элемента в следующих интервалах: ванадии 4, 0-6, 5 молибден 4, 0-6, 5 хром 2, 0-3, 5 железо 0, 2-1, 0
где [Мо]Экв - структурный молибденовый эквивалент, величина которого в сплаве составляет от 12,4 до 17,4, при этом объемная доля первичной a-фазы в структуре материала, подвергнутого обработке на твердый раствор и старению, составля- ет от 15 до 27 %.
2. Материал для изготовления высокопрочных крепежных изделий по п.1, характеризующийся тем, что коэффициент пластичности (Кпм) материала, подвергнутого обработке на твердый раствор и старе- нию, в интервале предела прочности на растяжение от 1400 до 1500 МПа, определенный из интегрального уравнения:
Кпм J К-A do , где RA - относительное сужение, %; sB - предел прочности на растяжение, МПа; составляет от З,7><103 до 5,0х103.
3. Материал для изготовления высокопрочных крепежных изделий по п.1, характеризующийся тем, что размер бета-субзерна в структуре материала, подвергнутого обработке на твердый раствор и старе- нию, не превышает 15 мкм.
4. Материал для изготовления высокопрочных крепежных изделий по п.1, выполненный в виде прутка круглого сечения диаметром до 40 мм, подвергнутого обработке на твердый раствор и старению.
5. Материал для изготовления высокопрочных крепежных изделий по п.1, выполненный в виде проволоки круглого сечения диаметром до 18 мм, подвергнутой обработке на твердый раствор и старению.
6. Материал для изготовления высокопрочных крепежных изделий по п.1, имеющий после обработки на твердый раствор и старения предел прочности на растяжение свыше 1400 МПа.
7. Материал для изготовления высокопрочных крепежных изделий по п.1, имеющий после обработки на твердый раствор и старения от- носительное удлинение свыше 11 % и относительное сужение свыше 35 %.
8. Материал для изготовления высокопрочных крепежных изделий по п.1, имеющий после обработки на твердый раствор и старения предел прочности на двойной срез свыше 750 МПа.
9. Способ получения материала для высокопрочных крепежных изделий, включающий получение из титанового сплава промежуточ- ной заготовки для волочения, получение холоднотянутой заготовки и ее окончательную термическую обработку, отличающийся тем, что заготовку для волочения получают из титанового сплава, содержаще- го легирующие элементы в виде а - стабилизаторов, b - стабилизато- ров, нейтральных упрочнителей, остальное титан и неизбежные при- меси, при этом суммарное количество легирующих элементов, обес- печивающих твердорастворное упрочнение a-фазы титанового сплава, определяется соотношением:
[А1]экв =[А1]+[0] х 10+[С] х 10+[N] x20+[Zr]/6, масс.%, с содержанием каждого конкретного элемента в следующих интервалах: алюминий 3,0-6, 5 азот не более 0,05 кислород 0,05-0,3 углерод не более 0,1 цирконий не более 2,0 где [А1]экв - структурный алюминиевый эквивалент, величина которого в сплаве составляет от 5,1 до 9,3, а суммарное количество элементов, обеспечивающих твердо-
растворное упрочнение, а также увеличивающих объемную долю ме- тастабильной b-фазы , определяется соотношением:
[Мо]экв =[Mo]+[V]/l,4+[Cr]xl,67+[Fe]x2,5 , масс. %, с содержанием каждого конкретного элемента в следующих интервалах: ванадий 4, 0-6, 5 молибден 4, 0-6, 5 хром 2, 0-3, 5 железо 0,2- 1,0 где [Мо]экв - структурный молибденовый эквивалент, величина кото- рого в сплаве составляет от 12,4 до 17,4, промежуточную заготовку перед волочением отжигают при темпера- туре (Тпп-20)°С-(Тпп-50)°С (где Тпп-температура полиморфного превращения) и охлаждают до комнатной температуры со средне- арифметической скоростью не менее 15°С/мин., получение холодно- тянутой заготовки осуществляют волочением с коэффициентом вы- тяжки от 1,8 до 5, причем окончательную термическую обработку хо- лоднотянутой заготовки проводят по следующему режиму: обработка на твердый раствор после нагрева металла до температуры (Тпп- 50)°С - (Тпп-80)°С с выдержкой 1-8 часов и последующим охлаж- дением со среднеарифметической скоростью более 10°С/мин до тем- пературы ниже или равной температуре последующего старения, ста- рение при температуре нагрева металла 400-530°С в течение не менее 8 часов с последующих охлаждением до комнатной температу- ры.
10. Способ получения материала по п.9, отличающийся тем, что про- межуточную заготовку для волочения получают путем выплавки слитка из титанового сплава, термомеханической обработки слитка с
получением кованого биллета и его последующей прокатки.
11. Способ получения материала по п.9, отличающийся тем, что про- межуточную заготовку для волочения получают методом порошковой металлургии.
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CA3215094A CA3215094A1 (en) | 2021-03-26 | 2021-03-26 | Material for the manufacture of high-strength fasteners and method for producing same |
| EP21933400.0A EP4317497A1 (en) | 2021-03-26 | 2021-03-26 | Material for the manufacture of high-strength fasteners and method for producing same |
| JP2023558199A JP2024518681A (ja) | 2021-03-26 | 2021-03-26 | 高強度ファスナを製造するための材料およびそれを製造するための方法 |
| BR112023019558A BR112023019558A2 (pt) | 2021-03-26 | 2021-03-26 | Material para fixadores de alta resistência e método para fabricar material de fixação de alta resistência |
| PCT/RU2021/000128 WO2022203535A1 (ru) | 2021-03-26 | 2021-03-26 | Материал для изготовления высокопрочных крепежных изделий и способ его получения |
| CN202180096386.9A CN117136248A (zh) | 2021-03-26 | 2021-03-26 | 用于制造高强度紧固件的材料及其生产方法 |
| US18/552,343 US20240150869A1 (en) | 2021-03-26 | 2021-03-26 | Material for the manufacture of high-strength fasteners and method for producing same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| PCT/RU2021/000128 WO2022203535A1 (ru) | 2021-03-26 | 2021-03-26 | Материал для изготовления высокопрочных крепежных изделий и способ его получения |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| WO2022203535A1 true WO2022203535A1 (ru) | 2022-09-29 |
Family
ID=83395953
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| PCT/RU2021/000128 WO2022203535A1 (ru) | 2021-03-26 | 2021-03-26 | Материал для изготовления высокопрочных крепежных изделий и способ его получения |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20240150869A1 (ru) |
| EP (1) | EP4317497A1 (ru) |
| JP (1) | JP2024518681A (ru) |
| CN (1) | CN117136248A (ru) |
| BR (1) | BR112023019558A2 (ru) |
| CA (1) | CA3215094A1 (ru) |
| WO (1) | WO2022203535A1 (ru) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN116804261A (zh) * | 2023-08-21 | 2023-09-26 | 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 | 一种gh738合金棒材及其制备方法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2311248C1 (ru) * | 2006-05-06 | 2007-11-27 | Открытое акционерное общество "Всероссийский Институт Легких сплавов" (ОАО ВИЛС) | Способ получения прутков из титановых сплавов (варианты) |
| RU2581332C2 (ru) * | 2010-09-23 | 2016-04-20 | ЭйТиАй ПРОПЕРТИЗ, ИНК. | Высокопрочные крепежные изделия и заготовки крепежных изделий из альфа/бета титанового сплава |
| US9816158B2 (en) * | 2006-10-26 | 2017-11-14 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | β-type titanium alloy |
| WO2020101008A1 (ja) * | 2018-11-15 | 2020-05-22 | 日本製鉄株式会社 | チタン合金線材およびチタン合金線材の製造方法 |
| RU2724751C1 (ru) * | 2019-01-22 | 2020-06-25 | Публичное Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма" | Заготовка для высокопрочных крепежных изделий, выполненная из деформируемого титанового сплава, и способ ее изготовления |
-
2021
- 2021-03-26 WO PCT/RU2021/000128 patent/WO2022203535A1/ru active Application Filing
- 2021-03-26 EP EP21933400.0A patent/EP4317497A1/en active Pending
- 2021-03-26 CA CA3215094A patent/CA3215094A1/en active Pending
- 2021-03-26 US US18/552,343 patent/US20240150869A1/en active Pending
- 2021-03-26 JP JP2023558199A patent/JP2024518681A/ja active Pending
- 2021-03-26 CN CN202180096386.9A patent/CN117136248A/zh active Pending
- 2021-03-26 BR BR112023019558A patent/BR112023019558A2/pt unknown
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2311248C1 (ru) * | 2006-05-06 | 2007-11-27 | Открытое акционерное общество "Всероссийский Институт Легких сплавов" (ОАО ВИЛС) | Способ получения прутков из титановых сплавов (варианты) |
| US9816158B2 (en) * | 2006-10-26 | 2017-11-14 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | β-type titanium alloy |
| RU2581332C2 (ru) * | 2010-09-23 | 2016-04-20 | ЭйТиАй ПРОПЕРТИЗ, ИНК. | Высокопрочные крепежные изделия и заготовки крепежных изделий из альфа/бета титанового сплава |
| WO2020101008A1 (ja) * | 2018-11-15 | 2020-05-22 | 日本製鉄株式会社 | チタン合金線材およびチタン合金線材の製造方法 |
| RU2724751C1 (ru) * | 2019-01-22 | 2020-06-25 | Публичное Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма" | Заготовка для высокопрочных крепежных изделий, выполненная из деформируемого титанового сплава, и способ ее изготовления |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN116804261A (zh) * | 2023-08-21 | 2023-09-26 | 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 | 一种gh738合金棒材及其制备方法 |
| CN116804261B (zh) * | 2023-08-21 | 2023-12-01 | 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 | 一种gh738合金棒材及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN117136248A (zh) | 2023-11-28 |
| JP2024518681A (ja) | 2024-05-02 |
| BR112023019558A2 (pt) | 2023-10-31 |
| CA3215094A1 (en) | 2022-09-29 |
| EP4317497A1 (en) | 2024-02-07 |
| US20240150869A1 (en) | 2024-05-09 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101847667B1 (ko) | 고강도 알파／베타 티타늄 합금 패스너 및 패스너 스톡 | |
| CN108291277B (zh) | α-β钛合金的加工 | |
| KR101827017B1 (ko) | 고강도 티타늄 합금의 제조 | |
| JP4013761B2 (ja) | チタン合金棒材の製造方法 | |
| CN112105751B (zh) | 高强度钛合金 | |
| US9297059B2 (en) | Method for the manufacture of wrought articles of near-beta titanium alloys | |
| US20030168138A1 (en) | Method for processing beta titanium alloys | |
| US20120076611A1 (en) | High Strength Alpha/Beta Titanium Alloy Fasteners and Fastener Stock | |
| EP3546606B1 (en) | Alpha+beta titanium extruded material | |
| US20210310104A1 (en) | High strength fastener stock of wrought titanium alloy and method of manufacturing the same | |
| JP4340754B2 (ja) | 高強度で且つ冷間圧造性に優れた鋼及び強度に優れたねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品並びにそれらの製造方法 | |
| WO2022203535A1 (ru) | Материал для изготовления высокопрочных крепежных изделий и способ его получения | |
| JPH07180011A (ja) | α＋β型チタン合金押出材の製造方法 | |
| RU2793901C9 (ru) | Способ получения материала для высокопрочных крепежных изделий | |
| RU2793901C1 (ru) | Способ получения материала для высокопрочных крепежных изделий | |
| JP6673123B2 (ja) | α＋β型チタン合金熱間押出形材およびその製造方法 | |
| JP2003013159A (ja) | チタン合金ファスナー材及びその製造方法 | |
| JP6623950B2 (ja) | 耐力と延性のバランスに優れるチタン板とその製造方法 | |
| JPH02310348A (ja) | 組織の良好なα＋β型チタン合金圧延棒および線の製造方法 | |
| JPH11335803A (ja) | ｎｅａｒβ型チタン合金コイルの製法 | |
| CN115627387A (zh) | 一种高强度TiZr基合金及其制备方法 | |
| JP2023040457A (ja) | チタン合金板およびその製造方法 | |
| CN117181838A (zh) | 一种具有混合层片微结构的超塑性TiAl合金板材的制备方法 | |
| JP2023092454A (ja) | チタン合金、チタン合金棒、チタン合金板及びエンジンバルブ |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| DPE2 | Request for preliminary examination filed before expiration of 19th month from priority date (pct application filed from 20040101) | ||
| 121 | Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application |
Ref document number: 21933400 Country of ref document: EP Kind code of ref document: A1 |
|
| WWE | Wipo information: entry into national phase |
Ref document number: 2023558199 Country of ref document: JP |
|
| ENP | Entry into the national phase |
Ref document number: 3215094 Country of ref document: CA |
|
| WWE | Wipo information: entry into national phase |
Ref document number: 202327064958 Country of ref document: IN |
|
| REG | Reference to national code |
Ref country code: BR Ref legal event code: B01A Ref document number: 112023019558 Country of ref document: BR |
|
| WWE | Wipo information: entry into national phase |
Ref document number: 2021933400 Country of ref document: EP |
|
| NENP | Non-entry into the national phase |
Ref country code: DE |
|
| ENP | Entry into the national phase |
Ref document number: 112023019558 Country of ref document: BR Kind code of ref document: A2 Effective date: 20230925 |
|
| ENP | Entry into the national phase |
Ref document number: 2021933400 Country of ref document: EP Effective date: 20231026 |