RU2681102C2 - Method for producing a billet from a titanium-based alloy for elastic elements with energy-intensive structure - Google Patents

Abstract

FIELD: metallurgy.SUBSTANCE: invention relates to the field of metallurgy, in particular to methods for treating titanium alloys, and can be used in the production of billets with energy-intensive structure, high strength, elasticity and ductility. Method for producing a billet for the manufacture of elastic elements made of a titanium-based alloy, containing, wt. %: aluminum 1.2–4.5, molybdenum 3.5–6.5, vanadium 3.0–6.0, iron ≤ 0.5, carbon ≤ 0.3, hydrogen ≤ 0.03, oxygen ≤ 0.3, nitrogen ≤ 0.15, silicon ≤ 0.5, zirconium ≤ 1.0 and titanium - the rest, includes heating the billet to a temperature of (920–1000) °C, holding at this temperature for 70–140 minutes, then hot deformation with the deformation degree of (90–95) %, followed by cooling to water, cold deformation with the deformation degree of (23–73) % and ageing at a temperature of (390–490) °C for 2–8 hours to obtain a uniform, fine microstructure of orthorhombic martensite αwith a grain size of (1–10) mcm, on the boundaries of which globular particles of primary α - phase are placed.EFFECT: increased safety and operational reliability of elastic elements, increased service life of elastic elements, determined by the ratios due to producing a stable energy-intensive structure of the titanium-based alloy.4 cl, 2 dwg, 3 tbl

Description

Изобретение относится к области металлургии, в частности к способам обработки титановых сплавов, и может быть использовано при получении заготовок с энергоемкой структурой, обладающих повышенной прочностью, упругостью и пластичностью. Данный способ предназначен для использования в авиастроении, судостроении, автомобилестроении, нефтегазовой, атомной энергетике и других отраслях промышленности для изготовления упругих элементов различного типа и назначения.The invention relates to the field of metallurgy, in particular to methods for processing titanium alloys, and can be used to obtain billets with an energy-intensive structure with increased strength, elasticity and ductility. This method is intended for use in aircraft, shipbuilding, automotive, oil and gas, nuclear energy and other industries for the manufacture of elastic elements of various types and purposes.

Упругие элементы, с одной стороны, как изделия, имеют огромный ассортимент, с другой стороны, по условиям эксплуатации, для каждого конкретного случая, должны иметь набор свойств, удовлетворяющих данным условиям. С этой точки зрения, для выпуска отличных друг от друга, упругих элементов, необходимо, что бы материал упругого элемента имел определенный набор необходимых упругих свойств, и набор достаточных свойств материала, удовлетворяющим различным условиям эксплуатации.Elastic elements, on the one hand, as products, have a huge assortment, on the other hand, according to operating conditions, for each specific case, must have a set of properties that satisfy these conditions. From this point of view, for the release of elastic elements that are different from each other, it is necessary that the material of the elastic element have a certain set of necessary elastic properties, and a set of sufficient material properties that satisfy various operating conditions.

В технической литературе предлагается оценку титанового сплава для изготовления упругих элементов проводить по соотношению предела упругости σ_0,002, когда остаточная деформация составляет 0,002%, к модулю упругости Е - σ_0,002/Е. Выбор данного параметра обосновывается тем, что сплав при таких параметрах обладает высокой прочностью, пластичностью и сравнительно низким модулем упругости. Чтобы иметь высокую упругость, сплав должен иметь высокое соотношение σ_0,2/σ_в, при этом предел прочности σ_в должен быть максимальным. Значение соотношения σ_0,002/Е, положенное в основу выбора материала для упругих элементов обосновано в ряде работ. Значение σ_0,002/Е должно быть максимальным и не ниже 0,5×10² для материалов из стали (Федорович В.А., «Мартенситостареющие стали-материал для упругих элементов», Металловедение и термическая обработка, 1988. №10). Характеристика σ_0,002/Е у высокопрочных титановых сплавов должна быть не менее (0,73-0,8)⋅10². (Белогур В.П., «Упругие элементы из титановых сплавов». Пружины. Научно-технический журнал, 2016 г., №1 стр. 12-14). Однако следует отметить, что получение значения данной характеристики затруднительно. В пружине в процессе эксплуатации материал работает на скручивание. Известно, что у высокопрочных материалов, чем больше предел прочности сплава σ_в, тем выше максимальное касательное напряжение τ₃ при кручении. Представленные исследования в указанных работах показывают, что чем выше τ₃, тем выше энергоемкость пружины (τ₃ ²/G или τ₃ ² / ρG - параметры энергоемкости). Здесь G - модуль упругости при сдвиге, МПа; ρ - плотность, г/см³, τ₃ - касательное напряжение в материале при наибольшем нагружении пружины, МПа; σ_в - предел прочности, МПа. Эффективность применения титановых сплавов в пружинах целесообразна при уровнях прочности на разрыв σ_в материала не менее 1500 МПа, при пределе прочности на кручение τ₃ не менее 900 МПа, при отношении σ_0,2/σ_в, не менее 0,9, где σ_0,2 - предел текучести, МПа, σ_В - предел прочности, МПа. Кроме этого, энергоемкость сплава должна быть по параметру τ²/G более 20, а параметру τ²/ρG более 4,7, где τ - наибольшее касательное напряжение, МПа, G - модуль упругости при сдвиге, МПа, ρ - плотность, г/см³.In the technical literature, it is proposed to evaluate the titanium alloy for the manufacture of elastic elements by the ratio of the elastic limit σ _0.002 , when the residual deformation is 0.002%, and the elastic modulus E - σ _0.002 / E. The choice of this parameter is justified by the fact that the alloy with such parameters has high strength, ductility and a relatively low modulus of elasticity. To have high elasticity, the alloy must have a high ratio of σ _0.2 / σ _in , while the ultimate strength σ _in should be maximum. The value of the ratio σ _0.002 / E, which is the basis for the choice of material for elastic elements, is justified in a number of works. The value of σ _0.002 / E should be maximum and not lower than 0.5 × 10 ² for steel materials (Fedorovich VA, “Maraging steel-material for elastic elements”, Metallurgy and heat treatment, 1988. No. 10). The characteristic σ _0.002 / Е for high-strength titanium alloys should be not less than (0.73-0.8) ⋅10 ² . (Belogur VP, “Elastic elements from titanium alloys.” Springs. Scientific and Technical Journal, 2016, No. 1 p. 12-14). However, it should be noted that obtaining the value of this characteristic is difficult. In the spring during operation, the material is twisted. It is known that in high-strength materials, the greater the tensile strength of the alloy σ _in , the higher the maximum shear stress τ ₃ during torsion. The studies presented in these works show that the higher τ ₃ , the higher the energy intensity of the spring (τ ₃ ² / G or τ ₃ ² / ρG - energy intensity parameters). Here G is the shear modulus, MPa; ρ is the density, g / cm ³ , τ ₃ is the shear stress in the material at the highest spring loading, MPa; σ _in - ultimate strength, MPa. The efficiency of using titanium alloys in springs is advisable when the tensile strength σ _{in the} material is not less than 1500 MPa, with a torsional strength τ _{3 of} not less than 900 MPa, with a ratio of _0.2 / σ _in , not less than 0.9, where σ _0.2 - yield strength, MPa, σ _In - tensile strength, MPa. In addition, the energy intensity of the alloy should be more than 20 in the parameter τ ² / G, and more than 4.7 in the parameter τ ² / ρG, where τ is the largest shear stress, MPa, G is the shear modulus, MPa, ρ is the density, g / cm ³ .

Известен способ горячей прокатки прутков из (α+β)-титановых сплавов, содержащий нагрев заготовки до температуры выше температуры полиморфного превращения в β-области, прокатку при этой температуре с суммарной деформацией металла на 50-90%, охлаждение до температуры окружающей среды, промежуточный подогрев раскатов в интервале температур на 20-50°С ниже температуры полиморфного превращения в (α+β)-области и последующую деформацию с суммарным обжатием на 60-85% (Авторское свидетельство СССР 383481, В21В 3/00, 1973).A known method of hot rolling rods of (α + β) -titanium alloys, comprising heating the workpiece to a temperature above the temperature of polymorphic transformation in the β-region, rolling at this temperature with a total metal deformation of 50-90%, cooling to ambient temperature, intermediate heating of peals in a temperature range of 20-50 ° C below the temperature of polymorphic transformation into (α + β) regions and subsequent deformation with a total compression of 60-85% (USSR Author's Certificate 383481, B21B 3/00, 1973).

Недостатком данного способа является то, что он не устанавливает конкретную температуру металла в β-области, при которой деформируется металл, особенно в конце деформации в β-области.The disadvantage of this method is that it does not establish a specific metal temperature in the β-region at which the metal is deformed, especially at the end of deformation in the β-region.

Известен способ прокатки прутков из псевдо-β -титановых сплавов для крепежных изделий, включающем нагрев заготовки до температуры выше температуры полиморфного превращения в β-области, прокатку при этой температуре, охлаждение до температуры окружающей среды, нагрев подката до температуры на 20-50°С ниже температуры полиморфного превращения в (α+β)-области и окончательную прокатку при этой температуре. В соответствии с данным изобретением нагрев и деформацию в β-области проводят в два этапа, при этом на первом этапе заготовку нагревают до температуры на 40-150°С выше температуры полиморфного превращения, деформируют со степенью деформации 97-97,6% и охлаждают на воздухе, на втором этапе подкат нагревают до температуры на 20°С выше температуры полиморфного превращения и деформируют со степенью деформации 37-38%, а окончательную прокатку в (α+β)-области проводят со степенью деформации 54-55%. (Патент RU №2178014, заявка 2000111295 от 02.05.2000 г. МПК C22F 1/18).A known method of rolling rods of pseudo-β-titanium alloys for fasteners, including heating the workpiece to a temperature above the temperature of polymorphic transformation in the β-region, rolling at this temperature, cooling to ambient temperature, heating the rolled to a temperature of 20-50 ° C below the temperature of polymorphic transformation in the (α + β) region and the final rolling at this temperature. In accordance with this invention, heating and deformation in the β-region is carried out in two stages, while in the first stage, the preform is heated to a temperature of 40-150 ° C above the polymorphic transformation temperature, is deformed with a degree of deformation of 97-97.6% and cooled to in the second stage, the tackle is heated to a temperature 20 ° C above the polymorphic transformation temperature and is deformed with a degree of deformation of 37-38%, and the final rolling in the (α + β) region is carried out with a degree of deformation of 54-55%. (Patent RU No. 2178014, application 2000111295 dated 05/02/2000, IPC C22F 1/18).

Недостаток данного способа заключается невозможности получения стабильной энергоемкой структуры с высокими механическими свойствами.The disadvantage of this method is the impossibility of obtaining a stable energy-intensive structure with high mechanical properties.

Известен способ термомеханической обработки титанового сплава, включающий следующие операции по термообработке: нагрев до температуры на 30°С ниже температуры полиморфного превращения, охлаждение в воде, нагрев до 480°С в течение 8 часов, охлаждение на воздухе. (Патент RU №2211873, заявка 2001131383 от 22.11.2001 г. МПК С22С 14/00). Данное техническое решение принято в качестве прототипа.A known method of thermomechanical processing of a titanium alloy, including the following heat treatment operations: heating to a temperature of 30 ° C below the polymorphic transformation temperature, cooling in water, heating to 480 ° C for 8 hours, cooling in air. (Patent RU No. 2211873, application 2001131383 dated November 22, 2001, IPC C22C 14/00). This technical solution was made as a prototype.

Недостаток данного способа, заключается в том, что полученная заготовка не обладает высокой энергоемкостью, даже имея хорошие показатели прочности: σ_0,2/σ_В, не менее 0,9, при σ_0,2=(1020-1480) МПа, σ_В=(1100-1529) МПа. Высокие показатели параметров прочности σ_0,2=1480 МПа, σ_В=1529 МПа получены при высоком содержании в сплаве железа (1,5-3,8 мас. %) и молибдена (до 8,0%). Такое количество железа приводит к образованию дендритной или зональной ликвации, а высокое содержание молибдена приводит к образованию тугоплавких включений. Наличие таких неоднородностей и дефектов приводит к быстрому разрушению упругого элемента. Это делает сплав непригодным для изготовления пружин. Также с повышением прочности резко падает пластичность (малое относительное удлинение и относительное сужение). Данный способ термомеханической обработки не позволяет получить структуру сплава пригодной для изготовления упругих элементов.The disadvantage of this method is that the resulting workpiece does not have a high energy intensity, even having good strength indicators: σ _0.2 / σ _B , not less than 0.9, with σ _0.2 = (1020-1480) MPa, σ _B = (1100-1529) MPa. High strength parameters σ _0.2 = 1480 MPa, σ _B = 1529 MPa were obtained with a high content of iron (1.5-3.8 wt.%) And molybdenum (up to 8.0%) in the alloy. Such an amount of iron leads to the formation of dendritic or zonal segregation, and a high content of molybdenum leads to the formation of refractory inclusions. The presence of such inhomogeneities and defects leads to the rapid destruction of the elastic element. This makes the alloy unsuitable for the manufacture of springs. Also, with an increase in strength, ductility sharply decreases (small elongation and relative narrowing). This method of thermomechanical processing does not allow to obtain an alloy structure suitable for the manufacture of elastic elements.

Известен способ термомеханической обработки титанового сплава включающий закалку с температуры полиморфного превращения минус 10°С в воду и высокотемпературное старение при температуре 675-700°С в течение 4-х часов с охлаждением на воздухе, интенсивную пластическую деформацию заготовки в пересекающихся вертикальном и горизонтальном каналах при температуре 600°С с накопленной логарифмической степенью деформации не менее двух, затем высокотемпературное старение при температуре 675-700°С в течение 4-х часов с охлаждением на воздухе, и экструдирование заготовки в несколько проходов при температуре 300°С с коэффициентом вытяжки не менее 1,2. (Патент RU №2285740, заявка 2005113116 от 29.04.2005 г. МПК C22F 1/18). Данное техническое решение принято в качестве прототипа.A known method of thermomechanical processing of a titanium alloy comprising quenching from a temperature of polymorphic conversion of minus 10 ° C to water and high-temperature aging at a temperature of 675-700 ° C for 4 hours with cooling in air, intense plastic deformation of the workpiece in intersecting vertical and horizontal channels at at a temperature of 600 ° C with an accumulated logarithmic degree of deformation of at least two, then high-temperature aging at a temperature of 675-700 ° C for 4 hours with cooling in air, and extrudates preparation of the workpiece in several passes at a temperature of 300 ° С with a drawing coefficient of at least 1.2. (Patent RU No. 2285740, application 2005113116 dated April 29, 2005 IPC C22F 1/18). This technical solution was made as a prototype.

Данный способ позволяет повысить уровень прочностных характеристик обрабатываемого материала, но недостаточно для использования в упругих элементах. Данный способ не обеспечивает получение однородной структуры и механических свойств по сечению заготовки.This method allows to increase the level of strength characteristics of the processed material, but not enough for use in elastic elements. This method does not provide a homogeneous structure and mechanical properties over the cross section of the workpiece.

Задачей заявляемого технического решения является повышение безопасности и надежности работы упругих элементов изготовленных из (α-β) сплавов на основе титана, увеличение срока эксплуатации упругих элементов.The objective of the proposed technical solution is to increase the safety and reliability of elastic elements made of (α-β) titanium-based alloys, increasing the life of elastic elements.

В процессе решения поставленной задачи достигается технический результат заключающийся в получении стабильной энергоемкой структуры сплава на основе титана, определяемый соотношениями (τ²/G или τ²/ρG), σ_0,2/σ_в, при высоком значении предела прочности σ_0,2, предела прочности на разрыв σ_В, максимальных касательных напряжений на кручение τ в диапазоне температур от 20°С до 350°С.In the process of solving this problem, a technical result is achieved consisting in obtaining a stable energy-intensive structure of an alloy based on titanium, determined by the ratios (τ ² / G or τ ² / ρG), σ _0.2 / σ _in , with a high value of tensile strength σ _0.2 , tensile strength σ _V , maximum tangential torsional stresses τ in the temperature range from 20 ° C to 350 ° C.

Указанный технический результат достигается способом получения заготовки для изготовления упругих элементов, выполненной из сплава на основе титана, включающий нагрев, выдержку при данной температуре, деформацию, охлаждение и старение, отличающийся тем, что осуществляют нагрев заготовки, выполненной из сплава на основе титана, содержащего, мас.%: алюминий 1,2-4,5, молибден 3,5-6,5, ванадий 3,0-6,0, железо ≤0,5, углерод ≤0,3, водород ≤0,03, кислород ≤0,3, азот ≤0,15, кремний ≤0,5, цирконий ≤1,0 и титан – остальное, до температуры (920-1000)°С, выдержку при данной температуре в течение 70-140 минут, затем горячую деформацию со степенью деформации (90-95)% с последующим охлаждением в воду, холодную деформацию со степенью деформации (23-73)% и старение при температуре (390-490)°С в течении 2-8 часов с получением равномерной, мелкодисперсной микроструктуры орторомбического мартенситного α^// с размером зерен (1-10) мкм, по границам которых расположены глобулярные частицы первичной α - фазы.The specified technical result is achieved by the method of obtaining a workpiece for the manufacture of elastic elements made of an alloy based on titanium, including heating, aging at a given temperature, deformation, cooling and aging, characterized in that the heating of a workpiece made of an alloy based on titanium containing wt.%: aluminum 1.2-4.5, molybdenum 3.5-6.5, vanadium 3.0-6.0, iron ≤0.5, carbon ≤0.3, hydrogen ≤0.03, oxygen ≤0.3, nitrogen ≤0.15, silicon ≤0.5, zirconium ≤1.0 and titanium - the rest, up to a temperature of (920-1000) ° С, holding at a given t temperature for 70-140 minutes, then hot deformation with a degree of deformation (90-95)% followed by cooling into water, cold deformation with a degree of deformation (23-73)% and aging at a temperature of (390-490) ° С for 2-8 hours to obtain a uniform, finely dispersed microstructure of the orthorhombic martensitic α ^// with a grain size (1-10) microns, at the borders of which globular particles of the primary α-phase are located.

Кроме этого, энергоемкость сплава по параметру τ²/G более 20, по параметру τ²/ρG составляет более 4,7, предел прочности на кручение - не менее 900 МПа, предел прочности на разрыв -не менее 1500 МПа при отношении σ_0,2/σ_В не менее 0,9, где τ - наибольшее касательное напряжение, МПа, G - модуль сдвига, МПа, ρ - плотность, г/см³, σ_0,2 - предел текучести, МПа, σ_В - предел прочности, МПа, горячее деформирование проводят путем горячего выдавливания.In addition, the energy intensity of the alloy in the parameter τ ² / G is more than 20, in the parameter τ ² / ρG is more than 4.7, the tensile strength is not less than 900 MPa, the tensile strength is not less than 1500 MPa with the ratio σ _{0, 2} / σ _{B is} not less than 0.9, where τ is the largest shear stress, MPa, G is the shear modulus, MPa, ρ is the density, g / cm ³ , σ _0.2 is the yield strength, MPa, σ _B is the tensile strength , MPa, hot deformation is carried out by hot extrusion.

Авторами данного технического решения был проведен анализ имеющихся литературных данных, было установлено, что соотношение параметра σ_0,2/σ_В не менее 0,9 при значении предела прочности σ_В не ниже 1500 МПа может служить оценочной характеристикой материала пригодного для изготовления упругих элементов. В данном техническом решении предлагаемый способ позволяет получить энергоемкую структуру титанового сплава, имеющего прочность на разрыв σ_В не менее 1500 МПа, при пределе прочности на кручение τ₃ не менее 900 МПа, при отношении σ_0,2/σ_В, не менее 0,9, и параметры энергоемкости τ²/G более 20, a τ²/ρG более 4,7.The authors of this technical solution analyzed the available literature data, it was found that the ratio of the parameter σ _0.2 / σ _{B is} not less than 0.9 with a tensile strength σ _B not lower than 1500 MPa can serve as an estimated characteristic of a material suitable for manufacturing elastic elements. In this technical solution, the proposed method allows to obtain an energy-intensive structure of a titanium alloy having a tensile strength σ _{B of} at least 1500 MPa, with a tensile strength of τ _{3 of} at least 900 MPa, with a ratio of _0.2 / σ _{B of} at least 0, 9, and energy intensity parameters τ ² / G more than 20, and τ ² / ρG more than 4.7.

Предлагаемый способ термомеханической обработки титанового сплава позволяет получить необходимую прочность и энергоемкость, необходимую для изготовления упругих элементов.The proposed method for thermomechanical processing of a titanium alloy allows to obtain the necessary strength and energy intensity necessary for the manufacture of elastic elements.

Энергоемкость сплава на основе титана, а также его усталостная прочность зависят от режимов механической и термической обработки. Изменение режимов механической и термической обработок сплава приводит к изменению структуры и к изменению размеров и скорости роста зерна, и как следствие, к изменению прочностных и усталостных свойств. Указанным параметрам по энергоемкости титанового сплава удовлетворяют сплавы, имеющие равномерную, мелкодисперсную микроструктуру (1-10) мкм мартенситного типа с меньшими субструктурными составляющими на периферии с наличием по границам отдельных зерен глобулярных частиц первичной α - фазы, в основном из орторомбического мартенсита α'' (ромбическая решетка).The energy intensity of the titanium-based alloy, as well as its fatigue strength, depend on the modes of mechanical and heat treatment. Changing the modes of mechanical and heat treatments of the alloy leads to a change in the structure and to a change in the size and growth rate of the grain, and as a result, in a change in the strength and fatigue properties. The indicated parameters for the energy intensity of the titanium alloy are satisfied by alloys having a uniform, finely dispersed microstructure (1-10) μm martensitic type with smaller substructural components at the periphery with the presence of globular particles of the primary α phase at the boundaries of individual grains, mainly from orthorhombic martensite α '' ( rhombic lattice).

Предлагаемый способ реализован на сплаве, который относится к высокопрочным α+β - титановым сплавам мартенситного типа. Сплав содержит значительное количество β - стабилизирующих элементов, и благодаря своей гетерофазности, может подвергаться эффективной упрочняющей термической обработке. Двухфазные α+β - сплавы весьма чувствительны к соблюдению технологических параметров термического упрочнения, в частности, к скорости охлаждения после отжига и старения.The proposed method is implemented on an alloy that relates to high strength α + β - martensitic type titanium alloys. The alloy contains a significant amount of β-stabilizing elements, and due to its heterophase, it can undergo effective hardening heat treatment. Two-phase α + β - alloys are very sensitive to observing the technological parameters of thermal hardening, in particular, to the cooling rate after annealing and aging.

Авторами было установлено, что для реализации высокой прочности и пластичности сплава необходимо обеспечить оптимальное содержание α стабилизирующих легирующих элементов, таких как алюминий, кислород, углерод, азот, и β стабилизирующих легирующих элементов, таких как молибден, ванадий, железо. Заявленное содержание алюминия в сплаве обеспечивает высокую прочность, а также возможность изменения прочностных и пластических свойств за счет термической обработки. При содержании алюминия ниже значения, указанного в сплаве, прочность сплава снижается. Легирование алюминием выше максимального значения, указанного в сплаве, приводит к снижению пластичности сплава.The authors found that in order to realize high strength and ductility of the alloy, it is necessary to ensure the optimum content of α stabilizing alloying elements, such as aluminum, oxygen, carbon, nitrogen, and β stabilizing alloying elements, such as molybdenum, vanadium, and iron. The claimed aluminum content in the alloy provides high strength, as well as the ability to change the strength and plastic properties due to heat treatment. When the aluminum content is lower than the value specified in the alloy, the strength of the alloy decreases. Alloying with aluminum above the maximum value specified in the alloy leads to a decrease in the ductility of the alloy.

Легирование сплава ванадием и молибденом приводит после термообработки к достижению необходимой прочности (σ_В≥1500 МПа). При содержании ванадия и молибдена ниже минимального заявленного значения предел прочности сплава после термообработки не достигает заявленного значения. Увеличение процентного содержания ванадия и молибдена выше 6,5% приводит к образованию тугоплавких включений при выплавке слитков, что приводит к неоднородности сплава и возникновению дефектов. Так как увеличение концентрации ванадия и молибдена выше 6,5% не является желательным для дальнейшего увеличения в сплаве β фазы, в сплав добавляется железо. Железо добавляется в умеренном количестве (до 0,5%), такое количество не приводит к образованию дендритной или зональной ликвации.Alloying the alloy with vanadium and molybdenum after heat treatment leads to the achievement of the required strength (σ _B ≥1500 MPa). When the content of vanadium and molybdenum is lower than the minimum declared value, the tensile strength of the alloy after heat treatment does not reach the declared value. An increase in the percentage of vanadium and molybdenum above 6.5% leads to the formation of refractory inclusions in the smelting of ingots, which leads to heterogeneity of the alloy and the occurrence of defects. Since an increase in the concentration of vanadium and molybdenum above 6.5% is not desirable for a further increase in the β phase in the alloy, iron is added to the alloy. Iron is added in moderation (up to 0.5%), this amount does not lead to the formation of dendritic or zonal segregation.

Заявленное содержание в сплаве циркония стабилизирует α фазу и также обеспечивает повышение прочности. Увеличение концентрации циркония выше 1,0% приводит к снижению пластичности сплава при холодной деформации, поэтому превышение этого значения нежелательно.The claimed content in the zirconium alloy stabilizes the α phase and also provides increased strength. An increase in the concentration of zirconium above 1.0% leads to a decrease in the ductility of the alloy during cold deformation, therefore, exceeding this value is undesirable.

Изобретение осуществляется следующим образом.The invention is as follows.

Для получения энергоемкого сплава, на основе титана для упругих элементов, имеющего равномерную, мелкодисперсную микроструктуру (1-10) мкм мартенситного типа с меньшими субструктурными составляющими на периферии с наличием по границам отдельных зерен глобулярных частиц первичной α - фазы, в основном из орторомбического мартенсита α'' с параметрами энергоемкости сплава по параметру τ²/G более 20, по параметру τ²/ρG более 4,7 и имеющего предел прочности на кручение не менее 900 МПа, предел прочности на разрыв не менее 1500 МПа, при отношении σ_0,2/σ_В, не менее 0,9, методом тройного вакуумного дугового переплава получили слиток диаметром 450 мм, после чего обтачивали до 420 мм; нагревали до температуры 960°С в газовой печи и ковали на диаметр 115 мм. Полученную заготовку обтачивали для удаления альфированного слоя. Химический состав слитка представлен в табл. 1.To obtain an energy-intensive titanium-based alloy for elastic elements having a uniform, finely dispersed microstructure (1-10) μm martensitic type with smaller substructural components at the periphery with the presence at the boundaries of individual grains of globular particles of the primary α-phase, mainly from orthorhombic martensite α '' with alloy energy consumption parameters in the parameter τ ² / G more than 20, in the parameter τ ² / ρG more than 4.7 and having a torsional strength of not less than 900 MPa, a tensile strength of not less than 1500 MPa, with a ratio of σ _{0, 2} / σ _In , not less than 0.9, using the method of triple vacuum arc remelting, an ingot with a diameter of 450 mm was obtained, after which it was turned to 420 mm; heated to a temperature of 960 ° C in a gas furnace and forged to a diameter of 115 mm The resulting preform was machined to remove the alpha layer. The chemical composition of the ingot is presented in table. one.

Перед горячим выдавливанием заготовки покрыли препаратом коллоидно-графитовым марки НПК, просушили. Нагрев заготовок проводили в печи ПН-15. Температура нагрева заготовок, время выдержки, а также степень деформации выбирались в соответствии с таблицей 2. Горячие заготовки выдавливали в воду.Before hot extrusion, the preforms were coated with a colloidal graphite preparation of the NPK grade, dried. The preforms were heated in the PN-15 furnace. The heating temperature of the workpieces, the exposure time, as well as the degree of deformation were selected in accordance with table 2. Hot workpieces were squeezed out into water.

Далее каждый пруток обтачивали до необходимого диаметра, чтобы в дальнейшем проводить холодную деформацию. Например, чтобы в конечном итоге получить проволоку диаметром ∅14,5 мм, при степени холодной деформации 73%, брали заготовку диаметром ∅28,1 мм. Эту заготовку получали обточкой из выдавленного прутка 31,5 мм.Next, each bar was machined to the required diameter in order to further conduct cold deformation. For example, in order to ultimately obtain a wire with a diameter of ∅14.5 mm, with a degree of cold deformation of 73%, a workpiece with a diameter of ∅28.1 mm was taken. This preform was obtained by turning from an extruded rod of 31.5 mm.

Далее проводили холодную деформацию со степенью, указанной в таблице 2 и получали конечную проволоку необходимого диаметра, затем проводили старение. Температуру и время старения выбирали в соответствии с таблицей 2.Next, cold deformation was carried out with the degree indicated in table 2 and a final wire of the required diameter was obtained, then aging was performed. The temperature and aging time were selected in accordance with table 2.

Опытным путем были получены оптимальные параметры производства: температура нагрева заготовок (920-1000)°С, время выдержки (70-140) мин, степень горячей деформации (90-95)%, степень холодной деформации (23-73)%, температуры термообработки (390-490)°С и время термообработки (2-8) часов. При температуре <390°С и времени <2 часов не достигалась необходимая структура сплава, сплав имел низкие показатели прочности и энергоемкости. При высоких температурах >490°С и временах >8 часов происходил отпуск материала, что приводит к снижению механических свойств.Experimentally, optimal production parameters were obtained: heating temperature of billets (920-1000) ° C, holding time (70-140) min, degree of hot deformation (90-95)%, degree of cold deformation (23-73)%, heat treatment temperature (390-490) ° С and heat treatment time (2-8) hours. At a temperature <390 ° C and a time <2 hours, the required alloy structure was not achieved, the alloy had low strength and energy intensity. At high temperatures> 490 ° C and times> 8 hours, material tempering occurred, which leads to a decrease in mechanical properties.

Примеры режимов реализации изобретения приведены в таблице 2.Examples of modes of implementation of the invention are shown in table 2.

Образцы на испытания на кручение изготавливались длиной 150 мм, в форме цилиндрического стержня, полноразмерные, без проточки в рабочей части. Термообработки провели в лабораторной печи сопротивления СНОЛ 12/16.Samples for torsion tests were made with a length of 150 mm, in the form of a cylindrical rod, full-size, without grooves in the working part. Heat treatments were carried out in a laboratory resistance furnace SNOL 12/16.

Микроструктурные исследования сплава выполняли на электронном микроскопе. Результаты исследований представлены на фиг. 1.Microstructural studies of the alloy were performed using an electron microscope. The research results are presented in FIG. one.

Рентгенофазный анализ состава осуществляли при съемке монолитного образца на дифрактометре ДРОН-3 с монохроматическом CuK_α-излучением. Результаты исследований представлены на фиг.2.X-ray phase analysis of the composition was carried out when shooting a monolithic sample on a DRON-3 diffractometer with monochromatic CuK _α radiation. The research results are presented in figure 2.

Исследования механических свойств на растяжение и кручение проводили на универсальной крутильно-разрывной машине МИ-40КУ совмещенной с ПК.Studies of tensile and torsional mechanical properties were carried out on a MI-40KU universal torsion-tensile testing machine combined with a PC.

Результаты исследований представлены в таблице 3The research results are presented in table 3

Полученный по описанной выше технологии сплав имеет равномерную, мелкодисперсную микроструктуру с размером зерен 1-10 мкм мартенситного типа с меньшими субструктурными составляющими на периферии с наличием по границам отдельных зерен глобулярных частиц первичной α - фазы, в основном из орторомбического мартенсита α'', энергоемкость сплава по параметру τ²/G более 20, а параметру τ²/ρG более 4,7, предел прочности на кручение не менее 900 МПа, предел прочности на разрыв не менее 1500 МПа, при отношении σ_0,2/σ_в, не менее 0,9, где σ_0,2 - предел текучести, МПа, σ_В - предел прочности, МПа.The alloy obtained according to the technology described above has a uniform, finely dispersed microstructure with a grain size of 1-10 μm martensitic type with smaller substructural components at the periphery with the presence of globular particles of the primary α phase along the boundaries of individual grains, mainly from orthorhombic martensite α '', the energy consumption of the alloy by the parameter τ ² / G more than 20, and the parameter τ ² / ρG more than 4.7, the tensile strength not less than 900 MPa, the tensile strength not less than 1500 MPa, with a ratio of σ _0.2 / σ _in , not less than 0.9, wherein σ _0,2 - yield strength, M and, σ _B - tensile strength MPa.

Благодаря достигнутым энергоемким, прочностным, усталостным свойствам сплав может быть использован для изготовления упругих элементов (пружин, торсионов, зажимов, мембран и др.) Эти свойства и характеристики настоящего сплава достигнуты посредством строгого соблюдением режимов маханической и термической обработок. Важно соблюдение режимов горячей и холодной деформации сплава, а также режимов термообработки.Due to the energy-intensive, strength, fatigue properties achieved, the alloy can be used for the manufacture of elastic elements (springs, torsion bars, clamps, membranes, etc.). These properties and characteristics of this alloy are achieved through strict observance of the machining and heat treatment regimes. It is important to observe the modes of hot and cold deformation of the alloy, as well as heat treatment modes.

Таким образом, применение предлагаемого способа обработки сплава позволит повысить технологичность изготовления изделий, повысить качество, а следовательно, и надежность работы упругих элементов.Thus, the application of the proposed method of processing the alloy will improve the manufacturability of the manufacture of products, improve the quality and, consequently, the reliability of the elastic elements.

Claims (4)

1. Способ получения заготовки для изготовления упругих элементов, выполненной из сплава на основе титана, включающий нагрев, выдержку при данной температуре, деформацию, охлаждение и старение, отличающийся тем, что осуществляют нагрев заготовки, выполненной из сплава на основе титана, содержащего, мас.%: алюминий 1,2-4,5, молибден 3,5-6,5, ванадий 3,0-6,0, железо ≤0,5, углерод ≤0,3, водород ≤0,03, кислород ≤0,3, азот ≤0,15, кремний ≤0,5, цирконий ≤1,0 и титан – остальное, до температуры (920-1000)°С, выдержку при данной температуре в течение 70-140 минут, затем горячую деформацию со степенью деформации (90-95)% с последующим охлаждением в воду, холодную деформацию со степенью деформации (23-73)% и старение при температуре (390-490)°С в течение 2-8 часов с получением равномерной, мелкодисперсной микроструктуры орторомбического мартенсита α^// с размером зерен (1-10) мкм, по границам которых расположены глобулярные частицы первичной α - фазы.1. The method of obtaining a workpiece for the manufacture of elastic elements made of an alloy based on titanium, including heating, aging at a given temperature, deformation, cooling and aging, characterized in that the heating of a workpiece made of an alloy based on titanium containing, by weight. %: aluminum 1.2-4.5, molybdenum 3.5-6.5, vanadium 3.0-6.0, iron ≤0.5, carbon ≤0.3, hydrogen ≤0.03, oxygen ≤0 , 3, nitrogen ≤0.15, silicon ≤0.5, zirconium ≤1.0 and titanium - the rest, up to a temperature of (920-1000) ° С, holding at this temperature for 70-140 minutes, then hot deformation with a degree of deformation (90-95)% followed by cooling into water, cold deformation with a degree of deformation (23-73)% and aging at a temperature of (390-490) ° С for 2-8 hours to obtain a uniform, finely divided microstructure orthorhombic martensite α ^// with a grain size of (1-10) microns, at the boundaries of which globular particles of the primary α - phase are located. 2. Способ по п. 1, отличающийся тем, что энергоемкость сплава по параметру τ²/G составляет более 20, а по параметру τ²/ρG - более 4,7, где τ - наибольшее касательное напряжение, МПа, G - модуль упругости при сдвиге, МПа, ρ - плотность, г/см³.2. The method according to p. 1, characterized in that the energy intensity of the alloy in the parameter τ ² / G is more than 20, and in the parameter τ ² / ρG - more than 4.7, where τ is the largest shear stress, MPa, G is the elastic modulus at shear, MPa, ρ - density, g / cm ³ . 3. Способ по п. 1, отличающийся тем, предел прочности на кручение составляет не менее 900 МПа, предел прочности на разрыв - не менее 1500 МПа при отношении σ_0,2/σ_в, составляющем не менее 0,9, где σ_0,2 - предел текучести, МПа, σ_в - предел прочности, МПа.3. The method according to p. 1, characterized in that the tensile strength is at least 900 MPa, the tensile strength is at least 1500 MPa with a ratio of σ _0.2 / σ _in at least 0.9, where σ _{0 , 2} - yield strength, MPa, σ _in - tensile strength, MPa. 4. Способ по п. 1, отличающийся тем, что горячую деформацию проводят путем горячего выдавливания.4. The method according to p. 1, characterized in that the hot deformation is carried out by hot extrusion.

Images