Iи изобретение относитс к металлургни , в частности к обработке титановьрс сплавов, преимущественно двухфазных , и мйжет быть использовано при обработке крупногабаритньк заготовок , преимущественно слитков дл подготовки структуры и последун дей деформации в состо нии сверхпластичности , Известен способ обработки, включающий нагрев и деформацию при температуре | -области , последующую закалку , нагрев и деформацию при температуре (о14р}-областн l J . Недостатком этого способа вл етс невозможность получени крупногабаритных заготовок с однородной мелкозернистой структурой по всему сечению вследствие низкой теплопроводности титановых сплавов. Наиболее близким по технической сущности и достигаемому результату к предлагаемому вл етс способ обработки , включающий первую деформа1Ц1Ю при температуре -области, охлаж дение, вторую деформацию при температуре (ot 4 |i) -области, нагрев, третью деформацию при температуре ft-области 2.. Недостатком известного способа вл етс то, что обеспечива получение однородной, мелкозернистой макроструктуры по всему сечению заготов ки, микроструктура вл етс пластинчатой , что понижает характеристики пластичности, предел выносливости, повышает чувствительность к надрезу а также делает невозможным последующее деформирование в состо нии сверх пластичности. Цель изобретени - повышение плас тичности, предела выносливости, а также получение мелкодисперсной равноостной структуры. Поставленна цель достигаетс тем, что согласно способу, включающему первую деформацию при температуре и -области, охлаждение, вторую деформацию при температуре (о( + |3) -области , нагрев, третью деформацию при температуре, превышающей температуру второй деформации и окончательное охлаждение, первую деформацию прово ,д т со степенью деформации 40-60%, вторую деформацию ведут в направлении перпендикул рном направлению первой деформации со степенью 30-40% при температуре, соответствующей содер82 жаниюоС-фазы в количестве 60-75%, третью деформацию ведут в (о(- |)-области со степенью 30-40% в интервале от температуры, соответствующей содержаниюct-фазы в количестве 15-55%, а ;окончательное охлаждение провод т со скоростью 0,01-0,05 град/с. При обработке в / -области путем однонаправленного деформировани й-зерна выт гиваютс в направлении течени металла. Дп того, чтобы большинство зерен претерпели такую деформацию, ее степень должна составл ть 40-60%, что св зано с неравномерностью реальных процессов обработки металлов давлением. Дальнейшее повышение степени деформации не приводит к заметному повышению механических свойств и измельчению микроструктуры , а сопровождаетс повышением усили обработки и в р де случаев растрескиванием сплава. Втора деформаци в() -области в перпендикул рном направлении обеспечивает эффективный наклеп 04 -оторочки , выделившейс по границам fl-зерен и поэтому имеющей также преимущественнзто ориентацию, кроме того, наклепу подвергаютс и внутризеренные о(,-пластины, менее грубые, чем 7оторочка, При этом степень деформации должна составл ть 30-40%. Предел содержани oi-фазы в 60-75% при этом обусловлен тем, что при более низком содержании наклеп внутризеренных Ci-ппастин оказываетс недостаточным, что в конечном счете приводит к наличию пластинчатой об -фазы в структуре заготовки. Превьш1ение содержани оЬ-фазы в сплаве более 75% приводит к снижению пластичности сплава. При нагреве до температур третьей деформации происходит растворение об-фазы, которое вследствие предварительного наклепа и полигонизации приводит к ее фрагментации. Температура третьей деформации соответствует содержанию «i-фазы в интервале, нижнее значение которого 15%, а верхнее значение находитс на 20% ниже содержани сС -фазы при второй деформации. Нижнее значение обусловлено тем, что при нагреве до более высоких температур последук цее охлаждение приводит к вьщелениюй -пластин по границам рекристаллизованной/3-фазы , что ухудшает пластические свойства и преп тствует протеканию сверхпластической деформации при последующей обработке . Верхнее значение содержани Об-фазы обусловлено тем, что при нагреве от температур, второй дефо1Ьмации до температуры третьей деформации превращению должно подвергнутьс не менее 20% об-фазы дл обеспече ни последующей ее фрагментации. Пр этом величина третьей деформации должна быть 30-40% дл получени 06-фазы в виде частиц круглой формы. Повышение величины деформации при третьей и второй деформации более 40%, как и при первой деформации, не приводит к заметному повышению механических свойств сплава, а споf собствует повышению усили деформировани и приводит к растрескиванию -заготовки. Окончательное охлаждение провод со скоростью 0,01-0,05 грёд/с, т tie, не превышающей критическую, ниже которой фазовое превращение проходи путем роста частиц об-фазы, при этом характер структуры не мен етс i она представл ет собой смесь частиц о1-и /3-фазы округлой формы, величино не более 5-7 мкм, что обеспечивает высокие значени пластичности, предела выносливости и меньшую чувствительность к надрезу по сравнению пластинчатой структурой. При этом становитс возможной последующа обработка в сверхпластичном состо нии , дл которой необходимо, чтобы зерна были округлой формы, величино не более 10 мкм.. При охлаждении со скоростью выше 0,05 град/с структура представл ет собой смесь- об-частиц округлой формы 7984 и частиц с/ --превращенной структурой (с пластинчатой oi-фазой ), что значительно ухудшает характеристики сверхпластической деформации. Охлаждение со скоростью менее 0,01 град/с приводит к огрублению частицей-фазы и росту их до 7-8 мкм, что ухудшает характеристики сверхпластичности. Пример. Литые образцы сплава ВТЗ-1 с температурой полимор фного превращени 980 С обрабатывают предлагаемым и известным способами. Режимы обработки и свойства полученных полуфабрикатов приведены в таблице, Как видно из данных, представленных в таблице, предлагаемый способ позвол ет повысить пластичность и предел выносливости титановых сплавов по сравнению со сплавами, обработанными известным способом. Кроме того, предлагаемый способ позвол ет получать без введени дополнительного количества нагревов крупногабаритные заготовки с мелкозернистой макро-и микроструктурой, пригодные к дальнейшей обработке в состо нии сверхпластичности. При этом структура , полученна таким способом, обеспечивает повьшение предела выносливости на 15-20%, удлинени на 30-50%, поперечного сужени на 30-50%. Коэффициент скоростной чувствительности повьш1аетс от 0,25-0,35 до 0,750 ,8. Тезснико-экономическа эффективность предлагаемого способа обусловлена тем, что он, по сравнению с известным способом, обеспечивает возможность при последующей штамповке снизить усилие деформации и приблизить размер поковки к размерам детали.I the invention relates to metallurgy, in particular to the processing of titanium-free alloys, mainly two-phase ones, and can be used when processing large-sized blanks, mainly ingots to prepare the structure and the last deformation in the state of superplasticity. The method of processing, including heating and deformation at temperature | - area, subsequent quenching, heating and deformation at temperature (o14p} -region l J. The disadvantage of this method is the impossibility of obtaining large-sized blanks with a uniform fine-grained structure throughout the cross section due to the low thermal conductivity of titanium alloys. The closest in technical essence and the achieved result to The proposed method is a treatment, which includes the first deformation of the 1T under the temperature of the region, cooling, the second deformation at the temperature of the (ot 4 | i) region, heating, the third deformation at a temperature of ft-region 2. The disadvantage of this method is that providing a homogeneous, fine-grained macrostructure throughout the cross section of the workpiece, the microstructure is plate-like, which lowers the ductility characteristics, the fatigue limit, increases the notch sensitivity and also makes it impossible subsequent deformation in a state of extra plasticity. The purpose of the invention is to increase plasticity, fatigue strength, as well as to obtain a fine equilibrium structure. The goal is achieved by the fact that according to the method including the first deformation at a temperature and the field, cooling, the second deformation at a temperature (about (+ | 3) -the region, heating, the third deformation at a temperature exceeding the second deformation temperature and the final cooling, Deformation of the wire, dt with a degree of deformation of 40-60%, the second deformation is carried out in the direction perpendicular to the direction of the first deformation with a degree of 30-40% at a temperature corresponding to the content of the C-phase in the amount of 60-75%, the third deformation lead in (about (- |) -region with a degree of 30-40% in the range of temperature, corresponding to the content of c-phase in the amount of 15-55%, and; final cooling is carried out at a rate of 0.01-0.05 deg / s When processing in the I-region by unidirectional deformation, the σ-grains are pulled in the direction of the metal flow. In order for most grains to undergo such a deformation, its degree should be 40-60%, due to the unevenness of the actual processes of metal forming . A further increase in the degree of deformation does not lead to a noticeable increase in the mechanical properties and refinement of the microstructure, but is accompanied by an increase in processing strength and in some cases by cracking of the alloy. The second deformation in the () -region in the perpendicular direction provides an effective work hardening of 04-points, which stand out along the boundaries of the fl-grains and therefore also have a preferential orientation, and, moreover, the intragrain o are applied to the work hardening (, - plates less coarse than The degree of deformation should be 30-40%. The limit of the oi-phase in 60-75% is due to the fact that at a lower content of hlep intragranular Ci-ppastin is insufficient, which ultimately leads to the presence of plate-like -phase in the structure of the workpiece. Exceeding the content of the Ь-phase in the alloy of more than 75% leads to a decrease in the ductility of the alloy.When heated to temperatures of the third deformation, the about-phase dissolves, which, due to preliminary cold work and polygonization, leads to its fragmentation. The i-phase is in the range, the lower value of which is 15%, and the upper value is 20% lower than the content of the c-phase during the second deformation. The lower value is due to the fact that when heated to higher temperatures, the subsequent cooling leads to the formation of α-plates along the boundaries of the recrystallized / 3-phase, which impairs plastic properties and prevents the flow of superplastic deformation during subsequent processing. The upper value of the content of the Ob-phase is due to the fact that when heated from temperatures, the second deformation to the third deformation temperature should undergo at least 20% of the circulating phase to ensure its subsequent fragmentation. In addition, the value of the third strain should be 30–40% to obtain the 06-phase in the form of round particles. An increase in the deformation value during the third and second deformations of more than 40%, as in the case of the first deformation, does not lead to a noticeable increase in the mechanical properties of the alloy, but contributes to an increase in the strain force and leads to cracking of the workpiece. The final cooling is a wire with a speed of 0.01-0.05 cf / s, t-tie, not exceeding the critical one, below which the phase transformation passes through the growth of the about-phase particles, and the nature of the structure does not change. It represents a mixture of o1 particles. - and / 3-phases are rounded, not more than 5-7 microns in size, which provides high values of plasticity, fatigue strength and lower sensitivity to notch compared to a lamellar structure. In this case, subsequent processing in a superplastic state becomes possible, for which it is necessary that the grains are rounded, not larger than 10 µm. When cooled at a speed higher than 0.05 deg / s, the structure is a mixture of round particles. 7984 and particles with a / - transformed structure (with lamellar oi-phase), which significantly impairs the characteristics of superplastic deformation. Cooling at a rate of less than 0.01 deg / s leads to particle-phase coarsening and their growth to 7-8 microns, which degrades the characteristics of superplasticity. Example. Cast samples of the VTZ-1 alloy with a polymorphic transformation temperature of 980 ° C are treated by the proposed and known methods. The processing modes and properties of the obtained semi-finished products are given in the table. As can be seen from the data presented in the table, the proposed method allows to increase the ductility and endurance of titanium alloys in comparison with alloys processed in a known manner. In addition, the proposed method allows to obtain, without the introduction of an additional amount of heating, large-sized preforms with fine-grained macro- and microstructure, suitable for further processing in the state of superplasticity. At the same time, the structure obtained in this way provides a 15-20% increase in the fatigue limit, an elongation of 30-50%, and a transverse narrowing of 30-50%. The speed sensitivity coefficient varies from 0.25-0.35 to 0.750, 8. The economic efficiency of the proposed method is due to the fact that, compared with the known method, it is possible with subsequent stamping to reduce the deformation force and bring the forging size closer to the dimensions of the part.