Способ обработки заготовок, преимущественно крупногабаритных, из (+)-титановых сплавов

 

Изобретение относится к металлургии и может быть использовано при изготовлении полуфабрикатов обработкой давлением, например, для авиакосмической промышленности. Способ обработки заготовок для получения однородной мелкозернистой микроструктуры посредством деформации при температурах ниже температуры полного полиморфного превращения включает, по крайней мере, две деформации заготовки, причем для первой деформации заготовку нагревают до температуры, равной или выше температуры, соответствующей равному количественному соотношению фаз в сплаве (t_α=β), и при этой температуре осуществляют, по крайней мере, часть деформации, для второй деформации заготовку нагревают и деформируют при температуре ниже температуры t_α=β. Технический результат - получение мелкозернистой структуры с размером зерен не более 10-15 мкм, а также достижение структурно-однородного состояния в заготовке, обеспечивающего "прозрачность" для ультразвукового контроля качества полуфабрикатов и изделий. 18 з.п. ф-лы, 2 табл., 8 ил.

Изобретение относится к области металлургии, более конкретно к способам обработки заготовок, преимущественно крупногабаритных, из (α+β)-титановых сплавов для получения однородной мелкозернистой микроструктуры, и может быть использовано при изготовлении полуфабрикатов обработкой давлением для последующего получения ответственных изделий, например, для авиакосмической промышленности.

Полуфабрикаты из титановых сплавов, в том числе крупногабаритные, обычно отличаются значительной неоднородностью структуры по сечению и имеют крупнозернистую (размер β-зерен более 700÷1000 мкм) пластинчатую микроструктуру в сочетании с металлографической и кристаллографической текстурой. Это обусловливает их пониженную деформируемость в (α+β)-области и невысокий комплекс эксплуатационных свойств изделий.

Для повышения технологических и эксплуатационных свойств необходимо формирование в них мелкозернистой (размер зерен фаз не более 15÷20 мкм) глобулярной микроструктуры. Кроме того, достижение в полуфабрикатах структурно-однородного состояния важно для оценки качества полуфабрикатов или изделий методами ультразвукового контроля. В случае высокооднородной и мелкозернистой структуры титанового сплава при проведении ультразвукового контроля значительно снижается уровень акустических шумов, увеличивается предельная чувствительность метода, ограниченная этими шумами, и материал становится более "прозрачным", т.е. имеющим минимальный уровень структурных помех, что создает возможность обнаружения дефектов минимального размера. Это предполагает продление ресурса работы изделий и, следовательно, снижение стоимости машин и агрегатов за счет эксплуатации изделий с дефектами допустимого размера.

Таким образом, высокооднородная мелкозернистая микроструктура в титановых сплавах позволяет повысить технологические свойства полуфабрикатов при обработке давлением, обеспечивает высокие механические свойства изделий, делает их "прозрачными" для ультразвукового контроля. При этом указанные преимущества определяются качеством пластической проработки структуры металла, что для крупногабаритных заготовок имеет особую значимость.

Известен способ обработки титановых сплавов [1], включающий начальную деформацию при температуре ниже температуры статической рекристаллизации обрабатываемого сплава с последующим нагревом и деформацией при температуре рекристаллизации. Формирование мелкозернистой структуры (размер зерен не более 35 мкм) достигается за счет рекристаллизации после горячего наклепа на первоначальном этапе обработки. Указанный способ обработки, вследствие низкой технологической пластичности титановых сплавов, применим в основном к полуфабрикатам, предварительно прошедшим горячую деформацию в (α+β)-области и не имеющим вследствие этого грубой пластинчатой структуры. Кроме того, в обрабатываемых титановых сплавах сохраняется текстура исходного полуфабриката, ведущая к анизотропии механических свойств. Узкий температурный интервал обработки (56^oС) существенно уменьшает возможность регламентирования структуры в сплавах и, следовательно, их механических и эксплуатационных свойств.

Известен способ термомеханической обработки (α+β)-титановых сплавов [2], включающий нагрев в β-области, деформацию в интервале существования стабильной и переохлажденной β-фазы и закалку, обеспечивающие получение в структуре мелкоигольчатого мартенсита, в результате распада которого при последующем нагреве и деформации в (α+β)-области формируется мелкозернистая структура. Недостатком этого способа является то, что вследствие низкой прокаливаемости титановых сплавов такая обработка применима только для полуфабрикатов небольшого сечения, в которых можно обеспечить сквозную закалку и, следовательно, однородность структуры в объеме заготовки.

Известен также способ обработки титановых сплавов [3], выбранный за прототип, включающий нагрев и деформацию заготовки при температурах ниже температуры полного полиморфного превращения (t_пп) сплава в нагретом инструменте за один или несколько этапов, исходя из размера зерен в исходной заготовке и требуемого конечного размера зерен. Данный способ предполагает экспериментальное определение зависимости размера динамически рекристаллизованных зерен от температуры деформации. При обработке заготовки в несколько этапов осуществляют последовательное снижение температуры деформации от этапа к этапу до получения требуемого размера зерен в заготовке. В качестве недостатка этого способа обработки отметим следующее. Для получения в (α+β)-титановых сплавах мелкозернистой микроструктуры с размером зерен до 10 мкм указанный способ предполагает осуществление одноэтапной деформационной обработки с суммарной степенью деформации не менее 1,5. В случае крупногабаритной заготовки для обеспечения однородности микроструктуры в ее объеме требуется осуществление значительного количества переходов при температуре этапа. При этом из-за подстуживания заготовки, особенно в случае неизотермической деформации, количество переходов и промежуточных нагревов будет дополнительно увеличиваться, что существенно усложняет обработку и в итоге может не обеспечить полной проработки структуры.

Исходя из опубликованных в технической и патентной литературе данных, получение в двухфазных титановых полуфабрикатах, в том числе крупногабаритных, однородной в объеме заготовки мелкозернистой (размер зерен не более 15-20 мкм) структуры представляет реальную технологическую проблему.

Задачей изобретения является создание способа обработки (α+β)-титановых сплавов, позволяющего получить в полуфабрикатах, преимущественно крупногабаритных, мелкозернистую (размер зерен не более 10-15 мкм) микроструктуру, свободную от металлографической и кристаллографической текстуры. Также задачей изобретения является достижение структурно-однородного состояния в заготовке, обеспечивающего "прозрачность" для ультразвукового контроля качества полуфабрикатов и изделий.

Поставленная задача решается способом обработки заготовок, преимущественно крупногабаритных, из (α+β)-титановых сплавов, заключающимся в получении однородной мелкозернистой микроструктуры посредством деформации при температурах ниже температуры t_пп, отличающимся тем, что осуществляют, по крайней мере, две деформации заготовки, причем для первой деформации заготовку нагревают до температуры, равной или выше температуры, соответствующей равному количественному соотношению фаз в сплаве (t_α=β), и при этой температуре осуществляют, по крайней мере, часть деформации, для второй деформации заготовку нагревают и деформируют при температуре ниже температуры t_α=β. Поставленная задача решается также, если - деформацию заготовки осуществляют в изотермических условиях; - деформацию заготовки осуществляют в неизотермических условиях, причем в случае первой деформации ее начинают при температуре выше t_α=β и завершают при температуре, соответствующей содержанию β-фазы 40-45%; - по окончании первой деформации заготовку охлаждают до комнатной температуры со скоростью не менее 0,5^oС/с; - при второй деформации заготовку нагревают до температуры, по крайней мере, на 10^oС ниже температуры t_α=β; - первую деформацию заготовки осуществляют с величиной истинной деформации не менее 0,5; - вторую деформацию заготовки осуществляют с величиной истинной деформации не менее 1; - для достижения указанной величины истинной деформации заготовку деформируют с промежуточными нагревами;
- после второй деформации осуществляют отжиг заготовки при температуре t_пп-(20÷150)^oC;
- после второй деформации осуществляют дополнительную деформацию, температура начала которой выше температуры начала второй деформации;
- дополнительную деформацию заготовки осуществляют с величиной истинной деформации, приблизительно равной 0,5;
- деформацию осуществляют в интервале скоростей 10^-3÷10^-1 с^-1;
- перед первой деформацией заготовку нагревают до температуры, равной или выше t_пп, и охлаждают до температуры ниже температуры первой деформации;
- перед первой деформацией заготовку нагревают до температуры t_пп+(10÷50)^oC;
- нагретую перед первой деформацией заготовку охлаждают до комнатной температуры;
- нагретую перед первой деформацией заготовку охлаждают со скоростью не менее 0,5^oС/с;
- заготовку подвергают предварительной деформации, которую начинают в β-области и заканчивают в (α+β)-области;
- предварительную деформацию начинают при температуре t_пп+(10-50)^oC;
- по окончании предварительной деформации заготовку охлаждают до комнатной температуры со скоростью не менее 0,5^oС/с.

Сущность изобретения основана на том, что при термомеханических режимах предлагаемой обработки в результате определенного сочетания процессов рекристаллизации и фазовых превращений в заготовках, преимущественно крупногабаритных, из двухфазных титановых сплавов формируется мелкозернистая микроструктура с высокой степенью однородности.

При обработке металлов давлением, например ковке, штамповке, прокатке, возникновение зон затрудненного и интенсивного пластического течения материала оказывает негативное влияние для достижения однородной в объеме заготовки рекристаллизованной структуры. Из-за неравномерности пластической деформации имеет место и неравномерное развитие рекристаллизации. При этом локализация деформации в зонах с рекристаллизованной структурой, оказывающих меньшее сопротивление деформации, чем нерекристаллизованные участки, в свою очередь, может приводить к еще большей структурной неоднородности. В зависимости от температурно-скоростных условий деформационной обработки в (α+β)-области формирование микроструктуры титановых сплавов может происходить в результате развития процессов рекристаллизации как динамической, так и метадинамической и статической. Динамическая рекристаллизация наблюдается в широком интервале температур, но развивается преимущественно в условиях небольших скоростей деформации (10^-4÷10^-2 с^-1). При высоких температурах и больших скоростях деформации основное развитие имеет метадинамическая рекристаллизация, протекающая в паузах или при охлаждении после каждого шага многопереходной обработки. В связи с подстуживанием заготовки, например, в ходе неизотермической деформации может создаваться горячий наклеп, и при повторных нагревах для деформации при последующих переходах или при термообработке это вызывает развитие статической рекристаллизации.

Следует отметить, что изменение температуры в заготовке может происходить не только из-за подстуживания, но и вследствие выделения тепла в процессе деформации с высокими скоростями. Вследствие различия в механизмах протекания вышеуказанных процессов рекристаллизации, температурного градиента и неравномерности деформации различных объемов заготовки чрезвычайно сложно обеспечить однородность формирующейся микроструктуры. В заготовке могут наблюдаться участки, отличающиеся полнотой протекания рекристаллизации, области структуры с близкой кристаллографической текстурой (микротекстура), с разными формой, размерами и распределением фаз.

Устранение или существенное ослабление неоднородности микроструктуры в титановых сплавах возможно использованием приемов металловедческого характера, основанных на определенном сочетании фазовых и структурных превращений под воздействием нагрева и деформации. При нагреве или охлаждении двухфазного титанового сплава вследствие происходящего полиморфного превращения в структуре меняется количественное соотношение фаз, причем наиболее значительно в интервале температур верхней части (α+β)-области. Поэтому горячая деформация титанового сплава может сопровождаться существенным изменением количественного соотношения фаз, например осуществляться в интервале температур, в котором количество β-фазы будет уменьшаться от 100 к 50% и менее.

От количественного соотношения фаз в пластинчатой (α+β)-структуре может изменяться расстояние между α-пластинами или толщина β-прослоек, и в связи с этим будет меняться кинетика процессов возврата и рекристаллизации. Так, при увеличении объемной доли α-фазы и соответственно уменьшении толщины β-прослоек процесс фрагментации последних ускоряется. Кроме того, с понижением температуры и уменьшением количества β-фазы повышается степень ее легированности, в связи с чем изменяется строение межфазных границ, уменьшается скорость протекания процессов возврата в α- и β-фазах, что, в свою очередь, облегчает процесс трансформации пластинчатой микроструктуры в равноосную. В зависимости от температуры (α+β)-деформации склонность к рекристаллизации α- и β-фаз различается, что обусловлено, в основном, их разной кристаллической структурой, степенью легированности и соответственно отличием в их деформационных характеристиках при температуре обработки. Между тем соотношение в прочности фаз имеет значение при рекристаллизации в двухфазной структуре. Так, проведение деформации титанового сплава в температурном интервале близкой прочности фаз может повышать равномерность рекристаллизации структуры из-за уменьшения микронеоднородности пластического течения, связанной с локальной концентрацией деформации в менее прочной фазе.

Температурные режимы первой и второй деформации выбираются исходя из температуры, соответствующей равному количественному соотношению фаз в сплаве (t_α=β). Температура t_α=β, как и температура t_пп, в титановых сплавах достаточно легко определяется металлографическим методом.

При выполнении первой деформации заготовку нагревают до температуры выше температуры t_α=β, когда в структуре сплава преобладает β-фаза, или до температуры равного количества фаз, и при этой температуре осуществляют, по крайней мере, часть деформации. В данном случае важно, чтобы к началу деформации соотношение фаз было не менее как α/β=50/50. При изотермических условиях обработки деформация полностью осуществляется при температуре нагрева, а в случае неизотермического деформирования - любая часть деформации. При нагреве до первой деформации структура сплава состоит из крупнозернистой β-матрицы и пластин α-фазы, количество которой в интервале температур t_пп÷t_α=β изменяется от 0 до 50%. В ходе деформации развиваются процессы образования субграниц как в пластинах α-фазы, так и в зернах матричной β-фазы, но при этом происходит и частичная рекристаллизация β-фазы, причем существенного роста рекристаллизованных β-зерен не происходит из-за присутствия второй фазы. В процессе подстуживания заготовки, например, при неизотермической деформации формируемая дислокационная структура в теле β-зерен способствует выделению дисперсных и равномерно распределенных частиц α-фазы.

Результатом первой деформации является формирование в объеме заготовки однородной частично рекристаллизованной микроструктуры, обеспечивающей достаточную технологическую пластичность, для осуществления второй деформации при более низкой температуре.

При выполнении второй деформации заготовку нагревают ниже температуры t_α=β, при этом основной составляющей структуры сплава будут частицы α-фазы. Результатом второй деформации является полное преобразование пластинчатой (α+β)-структуры в глобулярную, причем отличие в кристаллографических ориентировках рекристаллизованных зерен фаз обеспечивает отсутствие макро- и микротекстуры.

Сущность изобретения дополнительно развивается и уточняется при использовании следующих приемов.

Деформацию заготовки, как первую, так и вторую, можно проводить в условиях изотермического деформирования, когда температура заготовки и инструмента отличаются незначительно, или в неизотермических условиях, т.е. при использовании подогретого, например, до 150÷450^oС инструмента. При температурных условиях, близких к изотермическим, значительно уменьшается количество промежуточных нагревов, достигается более равномерная деформация по сечению заготовки и соответственно обеспечивается высокая однородность мелкозернистой структуры. Тем не менее, задача предлагаемого способа решается и в случае осуществления деформационной обработки в неизотермических условиях, без применения дорогостоящей изотермической оснастки.

По окончании первой деформации температура заготовки, в частности крупногабаритной, еще достаточно высока, и в процессе медленного охлаждения возможно формирование крупнопластинчатой β-превращенной структуры с образованием по границам β-зерен оторочки из вторичной α-фазы. Между тем повышение дисперсности пластинчатой микроструктуры (уменьшении длины и толщины α-пластин) облегчает ее трансформацию в глобулярную микроструктуру. Дисперсность пластинчатой микроструктуры, образующейся в процессе фазового β⇒α превращения при охлаждении, возрастает с увеличением скорости охлаждения. Заметное изменение дисперсности пластин при охлаждении двухфазных титановых сплавов обычно отмечается при скоростях охлаждения не менее 0,5^oС/с. Подобное ускоренное охлаждение, например, крупногабаритной заготовки по окончании первой деформации может быть реализовано с использованием водных сред, при этом целесообразно охлаждение заготовки проводить до комнатной температуры. В случае осуществления первой деформации в неизотермических условиях для более эффективного применения преимущества ускоренного охлаждения деформацию завершают при температуре, соответствующей содержанию β-фазы 40÷45%.

В зависимости от содержания β-стабилизаторов, характеризуемого коэффициентом β-стабилизации (K_β) в промышленных (α+β)-титановых сплавах разного класса (мартенситного или переходного) температура t_α=β может изменяться в пределах t_пп-(40÷200)^oC. Например, для титанового сплава ВТ6 мартенситного класса (t_пп= 980÷1000^oC, K_β≈0,3 температура равного количественного соотношения фаз в сплаве составляет 920÷935^oС, для сплава ВТ22 переходного класса (t_пп= 850÷870^oС, K_β≈1,2 t_α=β≈740÷770°C. Для осуществления первой деформации при температуре выше или равной t_α=β заготовку нагревают до температуры в интервале t_пп÷t_α=β, а при выполнении второй деформации заготовку нагревают до температуры, по крайней мере, на 10^oС ниже температуры t_α=β.
В заявляемом решении в качестве меры деформации используется величина истинной деформации, поскольку она является эквивалентом для различных схем нагружения и позволяет рассчитать необходимую степень деформации в случае использования разных операций обработки давлением, в частности, для таких, как протяжка, осадка, прокатка. Так, например, при выполнении операции осадки или протяжки истинная деформация оценивается как значение натурального логарифма от величины относительного изменения площади сечения заготовки. Рекомендуемая величина истинной деформации при осуществлении первой деформации составляет не менее 0,5, а при второй деформации - не менее 1. При этом указанные величины деформации могут быть достигнуты за несколько проходов, а с учетом подстуживания заготовки - с промежуточными нагревами до начальной температуры деформации.

При осуществлении второй деформации из-за подстуживания и неравномерности пластической деформации на поверхности заготовки может сохраниться частично рекристаллизованная микроструктура, т.к. со снижением температуры увеличивается степень деформации, требуемая для полной рекристаллизации сплава. В то же время возможен горячий наклеп переохлажденных поверхностных зон заготовки. В связи с этим для дополнительного повышения однородности мелкозернистой структуры в заготовке, что важно в случае поведения деформации в неизотермических условиях, после второй деформации осуществляют отжиг при температуре, превышающей температуру начала статической рекристаллизации сплава, или дополнительную деформацию заготовки, температура начала которой выше температуры начала второй деформации. Поскольку температурный интервал статической рекристаллизации (α+β)-титановых сплавов составляет t_пп-(50-180)^oC, то отжиг рекомендуется выполнять при температуре t_пп-(20-150)^oC. При осуществлении дополнительной деформации будет достаточной величина истинной деформации, приблизительно равная 0,5.

Необходимо отметить, что в (α+β)-титановых сплавах с мелкозернистой микроструктурой температурный интервал сверхпластической деформации включает температуру t_α=β. Поэтому, если дополнительную деформацию заготовки осуществлять при технологических режимах, отвечающих температурно-скоростным условиям сверхпластической деформации, то, помимо дальнейшей реализации процессов рекристаллизации, зерна фаз в материале будут равномерно перераспределяться в результате развития при сверхпластическом течении зернограничного проскальзывания. В итоге, это будет дополнительно способствовать формированию в сплаве высокооднородной микродуплексной структуры, свободной от металлографической и кристаллографической текстур.

Для достижения рекристаллизованной микроструктуры с высокой однородностью в объеме заготовки при осуществлении первой и второй деформации, а также при проведении дополнительной деформации деформационные обработки осуществляют в интервале скоростей деформации 10^-3÷10^-1 с^-1, который включает диапазон скоростных режимов проявления динамической и метадинамической рекристаллизации, а также сверхпластичности.

Полуфабрикаты из титановых сплавов с исходной грубопластинчатой крупнозернистой структурой (размер β-зерен 2÷5 мм) имеют пониженную технологическую пластичность при температурах обработки в (α+β)-области. С целью улучшения деформируемости такого материала целесообразно перед первой деформацией провести либо термообработку для формирования тонкопластинчатой дисперсной (α+β)-структуры, либо предварительную деформацию заготовки для измельчения исходных β-зерен до 1-1,5 мм. Дисперсная пластинчатая (α+β)-структура может быть получена ускоренным охлаждением с температуры нагрева вблизи
температуры t_пп. Температуру нагрева выбирают на (10-50)^oС выше температуры t_пп обрабатываемого сплава. В процессе нагрева до указанной температуры в сплаве формируется однофазная структура, при этом устраняются неблагоприятно расположенные по границам матричных β-зерен цепочки зерен α-фазы (α-оторочка), образующиеся обычно при медленном охлаждении заготовки после деформационной обработки в β-области или верхней части (α+β)-области. Значительное превышение температуры нагрева выше _nn нецелесообразно из-за происходящего в однофазной области роста зерен. Охлаждение заготовки после нагрева должно быть по возможности максимально ускоренным, что определяется ее габаритами и средой охлаждения. Для существенного уменьшения размеров α-колоний и повышения дисперсности пластин скорость охлаждения должна быть не менее 0,5^oС/с. С точки зрения технологической целесообразности и снижения трудоемкости обработки охлаждение заготовки следует проводить до комнатной температуры. В случае осуществления предварительной деформации, деформацию заготовки начинают в β-области при температуре t_пп+(10÷50)^oC и заканчивают в (α+β)-области. При этом по окончании предварительной деформации также возможно охлаждение заготовки до комнатной температуры со скоростью не менее 0,5^oС/с.

При анализе уровня техники по патентным и научно-техническим источникам информации, касающимся способов обработки титановых сплавов, не был обнаружен способ, характеризующийся признаками, идентичными всем существенным признакам заявляемого изобретения. Следовательно, заявляемое изобретение соответствует условию"новизна".

При анализе отличительных признаков было выявлено, что заявленное изобретение не вытекает явным образом из известного уровня техники. Впервые предложен подход для выбора режимов деформационно-термической обработки полуфабрикатов, преимущественно крупногабаритных, из (α+β)-титановых сплавов, основанный на сочетании процессов рекристаллизации и фазовых превращений под воздействием нагрева и деформации и обеспечивающий получение однородной глобулярной мелкозернистой структуры. Перечисленные основополагающие признаки изобретения являются новыми и неочевидными. Следовательно, заявляемое изобретение соответствует условию "изобретательский уровень".

Изобретение иллюстрируется следующими графическими материалами.

Фиг.1. Макроструктура заготовки из сплава ВТ6 в состоянии поставки.

Фиг. 2. Микроструктура центральной зоны заготовки из сплава ВТ6 после охлаждения в воду с температуры 1010^oС.

Фиг. 3. Микроструктура заготовки из сплава ВТ6 после второй деформации при температуре нагрева 840^oС.

Фиг. 4. Макроструктура заготовки из сплава ВТ6 после отжига при температуре 940^oС.

Фиг. 5. Микроструктура заготовки из сплава ВТ6 после отжига при температуре 940^oС.

Фиг.6. ОПФ, полученная от участка поперечного сечения заготовки из сплава ВТ6.

Фиг. 7. Микроструктура поверхностной зоны заготовки из сплава ВТ6 после второй деформации в неизотермических условиях при температуре нагрева 840^oС.

Фиг.8. Микроструктура заготовки из сплава ВТ8-1 после отжига при 940^oС.

Возможность осуществления изобретения поясняется примерами. Обработке подвергались (α+β)-сплавы, химический состав которых приведен в табл. 1.

Пример 1.

Использовали поковку из двухфазного титанового сплава ВТ6 мартенситного класса (t_пп= 990^oC, t_α=β = 925°C) диаметром 245 мм и длиной 450 мм, полученную ковкой слитка в β-области и имеющую макроструктуру с размером β-превращенных зерен 800-1000 мкм (фиг.1).

Перед осуществлением первой деформации выполняли термообработку для получения дисперсной тонкопластинчатой (α+β)-структуры. Для этого заготовку нагревали в β-область до температуры 1010^oС, что на 20^oС выше t_пп, затем охлаждали до комнатной температуры в водной среде, обеспечивая в центральной зоне заготовки скорость охлаждения не менее 0,5^oС/с. В результате этого в заготовке была получена пластинчатая структура (фиг.2), дисперсность которой повышалась от сердцевины к поверхности заготовки из-за ее более интенсивного охлаждения.

Для осуществления деформации заготовки в (α+β)-области, т.е. при температурах ниже t_пп, использовали гидравлический пресс мощностью 16 МН, оборудованный нагреваемым штамповым блоком. Деформирующий инструмент штампового блока в виде плоских верхнего и нижнего бойков диаметром 510 мм из жаропрочного никелевого сплава ЖС6У мог нагреваться путем индукционного нагрева вплоть до температуры 980^oС. При проведении деформационной обработки применяли совокупность операций, соответствующую многосторонней деформации заготовки со сменой ее оси. В результате, после последовательного проведения нескольких операций осадки и вытяжки заготовка приобретала приблизительно исходную форму и размеры. За один такой этап деформационной обработки суммарная или накопленная величина истинной деформации составляла 1,5÷2, при этом величину истинной деформации на каждом переходе осадки или вытяжки оценивали по изменению площади сечения заготовки. Использованная схема деформирования позволяет при проведении нескольких этапов проработать застойные зоны и набрать необходимую степень деформации во всем объеме заготовки.

При осуществлении первой и второй деформаций использовали нагрев бойков до температуры деформации, т.е. обработку материала проводили в условиях, близких к изотермическим. При первой деформации заготовку нагревали до температуры 970^oС (t_пп-20^oC, t_α=β+45°C), что выше температуры равного количественного соотношения фаз в сплаве, температура бойков была равна 970^oС. При температуре 970^oС фазовый состав сплава соответствовал примерно 85% β-фазы и 15% α-фазы. Заготовку с температуры нагрева деформировали при начальной скорости ~5•10^-2 с^-1 за один этап многосторонней деформации, включающей три операции осадки и заключительную операцию вытяжки заготовки на приблизительно исходную форму и размеры. Суммарная величина истинной деформации составила около 2. По окончании первой деформации заготовку, имеющую температуру около 920^oС, охлаждали до комнатной температуры в водной среде, обеспечивая скорость охлаждения не менее 0,5^oС/с.

Для осуществления второй деформации заготовку нагревали до температуры 840^oС (t_пп-150^oC), что ниже температуры равного количественного соотношения фаз в сплаве (t_α=β-85°C) при примерном содержании α- и β-фазы, как 65 и 35%. Температура бойков была равна 840^oС. Заготовку с температуры нагрева деформировали при начальной скорости ~10^-2 с^-1 за два этапа с величиной истинной деформации не менее 1,5 за каждый этап деформации, что в итоге составило суммарную величину около 3. Между этапами деформации из-за подстуживания поверхностных зон (до температуры 740-760^oС) производили промежуточный подогрев заготовки до начальной температуры деформации. После второй деформации форма заготовки была близка к цилиндрической, а ее примерные размеры составляли ⊘255 мм и 415 мм в длину. Для оценки структуры заготовки после этой стадии обработки был отрезан темплет на расстоянии четверти длины заготовки. После механической обработки с учетом отрезки темплета конечные размеры заготовки были ⊘250х300 мм. Анализ микроструктуры различных зон заготовки после второй деформации показал, что центральные и поверхностные зоны заготовки имеют рекристаллизованную глобулярную структуру (фиг.3).

С целью дальнейшего совершенствования микроструктуры заготовка была подвергнута отжигу при температуре 940^oС (t_пп-50^oC).

Проведенный анализ структуры и свойств заготовки, подвергнутой вышеописанной деформационно-термической обработке, показал следующее. В заготовке достигнута высокооднородная макроструктура (фиг.4) и микроструктура с размером равноосных зерен 8÷10 мкм (фиг.5). Результаты текстурного анализа, проведенного дифрактометрическим методом путем построения обратных полюсных фигур (ОПФ) от разных участков заготовки - сердцевины, поверхности и на половине радиуса, показали, что в мелкозернистой заготовке отсутствует какая-либо преимущественная ориентировка зерен. Так, на фиг.6 показана ОПФ, полученная с поперечного сечения от участка, располагающегося на половине радиуса заготовки. В данном случае анализируемое внешнее направление для ОПФ совпадает с продольной осью заготовки, в направлении которой осуществлялась основная деформация заготовки при протяжке на заключительном этапе второй деформации.

Как видно из фиг. 6, значения полюсной плотности нормалей различных кристаллографических плоскостей близки по величине, что указывает на отсутствие или, по крайней мере, на сильную размытость кристаллографической текстуры в материале. Проведенная оценка механических свойств мелкозернистой заготовки в трех различных направлениях, свидетельствует об их изотропности (табл.2).

Таким образом, результаты исследования структуры и свойств позволяют заключить, что после осуществления деформационно-термической обработки в крупногабаритной заготовке из сплава ВТ6 формируется высокооднородная мелкозернистая микроструктура.

Пример 2.

Аналогично примеру 1 использовали кованную заготовку титанового сплава ВТ6 (t_пп= 990^oС t_α=β = 925°) диаметром 245 мм и длиной 450 мм с размером β-превращенных зерен 800÷1000 мкм (фиг.1). Так же, как в примере 1, перед осуществлением первой деформации заготовку нагревали до температуры 1010^oС (t_пп= 20^oС) и охлаждали в воду. Деформационную обработку выполняли на том же оборудовании, используя ту же схему деформирования. Однако деформацию проводили в неизотермических условиях, температура нагрева бойков была 400÷450^oС.

Температурно-скоростные условия первой и второй деформации были выбраны такими же, как в примере 1. Первую деформацию проводили при 970^oС за один этап многосторонней деформации, но с промежуточным внутри этапа подогревом заготовки до начальной температуры деформации, что было обусловлено существенным подстуживанием заготовки в условиях неизотермической обработки. Суммарная величина истинной деформации за этап составила около 2. После деформации примерные размеры заготовки были равны ⊘250•430 мм.

Вторую деформацию заготовки проводили при 840^oС за два этапа с тремя промежуточными нагревами заготовки (по одному - внутри каждого этапа и один - между этапами). Суммарная величина истинной деформации за два этапа составила около 3. После деформации размеры заготовки составляли ~⊘250х430 мм. Для оценки структуры заготовки был отрезан темплет на расстоянии четверти длины заготовки.

Анализ микроструктуры после этой стадии обработки показал, что центральные и поверхностные зоны заготовки имеют полностью рекристаллизованную структуру. Тем не менее, в поверхностной зоне заготовки отмечаются отдельные участки с неполной глобуляризацией пластин α-фазы (фиг.7). После отрезки темплета по окончании второй деформации конечные размеры заготовки составляли примерно ⊘250х320 мм.

Для достижения высокооднородного структурного состояния в заготовке осуществляли дополнительную деформацию при температуре 940^oС, что на 100^oС выше температуры начала второй деформации. Дополнительная деформация включала осадку с последующей протяжкой на примерно исходные размеры заготовки. Заготовку деформировали со средней скоростью 5•10^-3 с^-1, суммарная величина истинной деформации была приблизительно равна 1. Температуру бойков поддерживали в интервале 400÷450^oС. Выбранный температурный и скоростной режим дополнительной деформации соответствовал условиям проявления сверхпластичности в сплаве ВТ6 в мелкозернистом состоянии. После завершения деформационной обработки в заготовке была достигнута однородная глобулярная микроструктура с размером зерен 8÷10 мкм.

Пример 3.

Использовали поковку двухфазного титанового сплава ВТ8-1 мартенситного класса (t_пп= 1000^oС t_α=β = 935°C) диаметром 290 мм и длиной 400 мм, имеющую макроструктуру с размером β-зерен 2,5÷3 мм.

Перед осуществлением первой деформации поковку подвергали предварительной деформации для измельчения исходной структуры заготовки до размера β-зерен около 1000 мкм. Аналогично примеру 1 деформацию выполняли на том же оборудовании, используя ту же схему деформирования. Температура нагрева заготовки перед началом предварительной деформации соответствовала β-области и была равна 1050^oС (t_пп+50^oC). Деформацию проводили при начальной скорости ~ 5•10^-2 с^-1 за один этап многосторонней деформации без промежуточного подогрева заготовки. При этом использовали нагрев бойков до температуры 980^oС. По окончании предварительной деформации температура заготовки соответствовала (α+β)-области и составляла около 950^oС. Заготовку с температуры окончания деформации охлаждали до комнатной температуры в водной среде со скоростью охлаждения не менее 0,5^oС/с.

Далее, деформационную обработку заготовки осуществляли в изотермических условиях. Температура бойков при первой деформации была равна 970^oС. Заготовку нагревали до температуры 970^oС (t_пп-30^oС t_α=β+35°C), что выше температуры равного количественного соотношения фаз в сплаве, и деформировали при начальной скорости ~10^-2 с^-1 за один этап с величиной истинной деформации, примерно равной 2. По окончании первой деформации заготовку, имеющую температуру 930÷940^oС, охлаждали до комнатной температуры в водной среде со скоростью не менее 0,5^oС/с.

При второй деформации заготовку нагревали до температуры 850^oС (t_пп-150^oС, t_α=β-85°C), что ниже температуры равного количественного соотношения фаз в сплаве. Температура бойков была равна 850^oС. Заготовку деформировали в интервале скоростей деформации 10^-2÷5•10^-3с^-1 за два этапа с величиной истинной деформации не менее 1,5 за каждый этап, что составило суммарную величину около 3. Между этапами деформации проводили промежуточный подогрев заготовки.

По окончании второй деформации заготовку подвергли отжигу при температуре 940^oС (t_пп-60^oC). После обработки примерные размеры заготовки составляли ⊘265 мм и 480 мм в длину. Структура заготовки после завершения деформационно-термической обработки была однородной рекристаллизованной, размер равноосных зерен фаз составлял 6÷8 мкм (фиг.8). Оценка механических свойств заготовки в трех различных направлениях свидетельствует об их изотропности (табл.2).

Пример 4.

Использовали заготовку из двухфазного титанового сплава ВТ22 переходного класса (t_пп= 870^oC, t_α=β = 760°C) диаметром 230 мм и длиной 400 мм, имеющую макроструктуру с размером β-зерен до 1000 мкм.

Деформационную обработку выполняли на том же оборудовании, используя при каждом этапе обработки многостороннюю деформацию, как в предыдущих примерах. При выполнении способа осуществили первую деформацию в неизотермических условиях, вторую деформацию в изотермических условиях, затем отжиг. При первой деформации заготовку нагревали выше температуры равного количественного соотношения фаз в сплаве до температуры 820^oС (t_пп-50^oC, t_α=β+60°C), и деформировали при начальной скорости ~5•10^-2с^-1 за два этапа с величиной истинной деформации около 1,5 за каждый этап, что составило суммарную величину около 3. Между этапами деформации проводили промежуточный подогрев заготовки. Температура нагрева бойков была 400-450^oС.

Вторую деформацию проводили при температуре нагрева ниже температуры равного количественного соотношения фаз в сплаве. Заготовку нагревали до температуры 750^oС (t_пп-120^oC, t_α=β-10°C) и деформировали в интервале скоростей деформации 10^-2÷5•10^-3с^-1 за два этапа с величиной истинной деформации не менее 1,5 за каждый этап, что составило суммарную величину около 3. Между этапами деформации проводили промежуточный подогрев заготовки. Температура бойков была равна 750^oС.

По окончании второй деформации заготовку подвергли отжигу при температуре 830^oС (t_пп-40^oC). После обработки примерные размеры заготовки составляли ⊘225 мм и 420 мм в длину. Структура заготовки после завершения деформационно-термической обработки была однородной рекристаллизованной с размером зерен 10÷15 мкм.

Источники информации, принятые во внимание
1. Патент США 3519503, кл.148-11.5, 1970.

2. Авт.св. 742483, МКИ C 22 F 1/18. Опубл. 25.06.80, Бюл. 23.

3. Патент России 2134308, МКИ C 22 F 1/18. Опубл. 10.08.99, Бюл. 22.

Формула изобретения

1. Способ обработки заготовок, преимущественно крупногабаритных, из (α+β)-титановых сплавов, заключающийся в получении однородной мелкозернистой микроструктуры посредством деформации при температурах ниже температуры полного полиморфного превращения (t_m), отличающийся тем, что осуществляют, по крайней мере, две деформации заготовки, причем для первой деформации заготовку нагревают до температуры, равной или выше температуры, соответствующей равному количественному соотношению фаз в сплаве (t_α=β), и при этой температуре осуществляют, по крайней мере, часть деформации, для второй деформации заготовку нагревают и деформируют при температуре ниже температуры t_α=β.
2. Способ по п. 1, отличающийся тем, что деформацию заготовки осуществляют в изотермических условиях.

3. Способ по п. 1, отличающийся тем, что деформацию заготовки осуществляют в неизотермических условиях, причем в случае первой деформации ее начинают при температуре выше _α=β и завершают при температуре, соответствующей содержанию β-фазы 40÷45%.

4. Способ по п. 1, отличающийся тем, что по окончании первой деформации заготовку охлаждают до комнатной температуры со скоростью не менее 0,5^oС/с.

5. Способ по п. 1, отличающийся тем, что при второй деформации заготовку нагревают до температуры, по крайней мере, на 10^oС ниже температуры t_α=β.
6. Способ по п. 1, отличающийся тем, что первую деформацию заготовки осуществляют с величиной истинной деформации не менее 0,5.

7. Способ по п. 1, отличающийся тем, что вторую деформацию заготовки осуществляют с величиной истинной деформации не менее 1.

8. Способ по п. 6 или 7, отличающийся тем, что заготовку деформируют с промежуточными нагревами.

9. Способ по п. 1, отличающийся тем, что после второй деформации осуществляют отжиг заготовки при температуре t_пп-(20÷150)^oC.

10. Способ по п. 1, отличающийся тем, что после второй деформации осуществляют дополнительную деформацию, температура начала которой выше температуры начала второй деформации.

11. Способ по п. 10, отличающийся тем, что дополнительную деформацию заготовки осуществляют с величиной истинной деформации, приблизительно равной 0,5.

12. Способ по п. 1 или 10, отличающийся тем, что деформацию заготовки осуществляют в интервале скоростей 10^-3÷10^-1 с^-1.

13. Способ по п. 1, отличающийся тем, что перед первой деформацией заготовку нагревают до температуры, равной или выше t_пп, и охлаждают до температуры ниже температуры начала первой деформации.

14. Способ по п. 13, отличающийся тем, что заготовку нагревают до температуры t_пп+(10÷50)^oC.

15. Способ по п. 13, отличающийся тем, что нагретую заготовку охлаждают до комнатной температуры.

16. Способ по п. 13 или 15, отличающийся тем, что заготовку охлаждают со скоростью не менее 0,5^oС/с.

17. Способ по п. 1, отличающийся тем, что заготовку подвергают предварительной деформации, которую начинают в β-области и заканчивают в (α+β)-области.

18. Способ по п. 17, отличающийся тем, что предварительную деформацию начинают при температуре t_пп+(10÷50)^oC.

19. Способ по п. 17, отличающийся тем, что по окончании предварительной деформации заготовку охлаждают до комнатной температуры со скоростью не менее 0,5^oС/с.

РИСУНКИ

Рисунок 1, Рисунок 2, Рисунок 3, Рисунок 4, Рисунок 5, Рисунок 6, Рисунок 7, Рисунок 8, Рисунок 9, Рисунок 10