Способ изготовления заготовки из сплава на основе титана для упругих элементов с энергоемкой структурой Российский патент 2019 года по МПК C22F1/18 

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.

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.

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 (τ₃²/G или τ₃² / 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.

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).

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.

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).

Недостаток данного способа заключается невозможности получения стабильной энергоемкой структуры с высокими механическими свойствами.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

Предлагаемый способ термомеханической обработки титанового сплава позволяет получить необходимую прочность и энергоемкость, необходимую для изготовления упругих элементов.

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).

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.

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.

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.

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.

Изобретение осуществляется следующим образом.

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.

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.

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.

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.

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.

Примеры режимов реализации изобретения приведены в таблице 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.

Микроструктурные исследования сплава выполняли на электронном микроскопе. Результаты исследований представлены на фиг. 1.

Рентгенофазный анализ состава осуществляли при съемке монолитного образца на дифрактометре ДРОН-3 с монохроматическом CuK_α-излучением. Результаты исследований представлены на фиг.2.

Исследования механических свойств на растяжение и кручение проводили на универсальной крутильно-разрывной машине МИ-40КУ совмещенной с ПК.

Результаты исследований представлены в таблице 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.

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.

Таким образом, применение предлагаемого способа обработки сплава позволит повысить технологичность изготовления изделий, повысить качество, а следовательно, и надежность работы упругих элементов.

Изобретение относится к области металлургии, в частности к способам обработки титановых сплавов, и может быть использовано при получении заготовок с энергоемкой структурой, повышенной прочностью, упругостью и пластичностью. Способ получения заготовки для изготовления упругих элементов, 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, включает нагрев заготовки 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. Повышается безопасность и надежность работы упругих элементов, увеличивается срок эксплуатации упругих элементов, определяемый соотношениями за счет получения стабильной энергоемкой структуры сплава на основе титана. 3 з.п. ф-лы, 2 ил., 3 табл.

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.

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.

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.

4. Способ по п. 1, отличающийся тем, что горячую деформацию проводят путем горячего выдавливания.