RU2635989C2 - Method for producing titanium alloy blank for gas turbine engine parts - Google Patents
Method for producing titanium alloy blank for gas turbine engine parts Download PDFInfo
- Publication number
- RU2635989C2 RU2635989C2 RU2015151964A RU2015151964A RU2635989C2 RU 2635989 C2 RU2635989 C2 RU 2635989C2 RU 2015151964 A RU2015151964 A RU 2015151964A RU 2015151964 A RU2015151964 A RU 2015151964A RU 2635989 C2 RU2635989 C2 RU 2635989C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- titanium
- carried out
- cycles
- coating
- thickness
- Prior art date
Links
- 229910001069 Ti alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 28
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title description 7
- 238000000576 coating method Methods 0.000 claims abstract description 38
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 claims abstract description 31
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims abstract description 23
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 17
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 17
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 13
- 239000002346 layers by function Substances 0.000 claims abstract description 8
- 238000003825 pressing Methods 0.000 claims abstract description 8
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 claims abstract description 7
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- -1 argon ions Chemical class 0.000 claims abstract description 6
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N argon Substances [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 5
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 238000004140 cleaning Methods 0.000 claims abstract description 5
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 claims abstract 2
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 18
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 13
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229920003023 plastic Polymers 0.000 claims description 11
- 239000007789 gas Substances 0.000 claims description 9
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 230000008859 change Effects 0.000 claims description 4
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 claims description 3
- GPPXJZIENCGNKB-UHFFFAOYSA-N vanadium Chemical compound [V]#[V] GPPXJZIENCGNKB-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims 1
- 150000002500 ions Chemical class 0.000 abstract description 6
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 4
- 150000002736 metal compounds Chemical class 0.000 abstract description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract 1
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 17
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 12
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 12
- 239000011253 protective coating Substances 0.000 description 11
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 9
- 239000000463 material Substances 0.000 description 9
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 7
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 7
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 230000003628 erosive effect Effects 0.000 description 6
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 5
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 5
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 5
- 150000003609 titanium compounds Chemical class 0.000 description 5
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 4
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 4
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 4
- 238000009434 installation Methods 0.000 description 3
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 3
- 239000007769 metal material Substances 0.000 description 3
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 3
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 3
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 3
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 3
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 3
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 2
- 238000003776 cleavage reaction Methods 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 2
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 2
- 230000012010 growth Effects 0.000 description 2
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 2
- 230000016507 interphase Effects 0.000 description 2
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 2
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 2
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 2
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 2
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 2
- 230000008569 process Effects 0.000 description 2
- 239000000047 product Substances 0.000 description 2
- 230000007017 scission Effects 0.000 description 2
- 239000011265 semifinished product Substances 0.000 description 2
- 230000003068 static effect Effects 0.000 description 2
- 229910000669 Chrome steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229920000426 Microplastic Polymers 0.000 description 1
- NRTOMJZYCJJWKI-UHFFFAOYSA-N Titanium nitride Chemical compound [Ti]#N NRTOMJZYCJJWKI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- XHCLAFWTIXFWPH-UHFFFAOYSA-N [O-2].[O-2].[O-2].[O-2].[O-2].[V+5].[V+5] Chemical compound [O-2].[O-2].[O-2].[O-2].[O-2].[V+5].[V+5] XHCLAFWTIXFWPH-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000853 adhesive Substances 0.000 description 1
- 230000001070 adhesive effect Effects 0.000 description 1
- WYTGDNHDOZPMIW-RCBQFDQVSA-N alstonine Natural products C1=CC2=C3C=CC=CC3=NC2=C2N1C[C@H]1[C@H](C)OC=C(C(=O)OC)[C@H]1C2 WYTGDNHDOZPMIW-RCBQFDQVSA-N 0.000 description 1
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 1
- 230000004888 barrier function Effects 0.000 description 1
- OJIJEKBXJYRIBZ-UHFFFAOYSA-N cadmium nickel Chemical compound [Ni].[Cd] OJIJEKBXJYRIBZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000011247 coating layer Substances 0.000 description 1
- 125000004122 cyclic group Chemical group 0.000 description 1
- 230000032798 delamination Effects 0.000 description 1
- 238000000151 deposition Methods 0.000 description 1
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 1
- 229910003460 diamond Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010432 diamond Substances 0.000 description 1
- 238000010891 electric arc Methods 0.000 description 1
- 239000003792 electrolyte Substances 0.000 description 1
- 238000002524 electron diffraction data Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 230000007613 environmental effect Effects 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 238000005984 hydrogenation reaction Methods 0.000 description 1
- 230000003993 interaction Effects 0.000 description 1
- 239000011229 interlayer Substances 0.000 description 1
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 1
- 238000011068 loading method Methods 0.000 description 1
- 238000011089 mechanical engineering Methods 0.000 description 1
- 229910044991 metal oxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 description 1
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 1
- 238000003672 processing method Methods 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 102220253765 rs141230910 Human genes 0.000 description 1
- 150000003839 salts Chemical class 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 238000005507 spraying Methods 0.000 description 1
- 239000000758 substrate Substances 0.000 description 1
- 238000005211 surface analysis Methods 0.000 description 1
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 1
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 1
- 238000000844 transformation Methods 0.000 description 1
- 230000004222 uncontrolled growth Effects 0.000 description 1
- 238000009827 uniform distribution Methods 0.000 description 1
- 238000001771 vacuum deposition Methods 0.000 description 1
- 229910001935 vanadium oxide Inorganic materials 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000002023 wood Substances 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
- B21J5/00—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor
- B21J5/06—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor for performing particular operations
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
- C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physical Vapour Deposition (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к области механики и машиностроению и может быть использовано при производстве изделий для авиадвигателестроения и энергетики (лопатки газотурбинных двигателей и энергоустановок), работающих при повышенных нагрузках и испытывающих эрозионные и коррозионные воздействия.The invention relates to the field of mechanics and mechanical engineering and can be used in the manufacture of products for aircraft engine and energy (blades of gas turbine engines and power plants), operating at high loads and experiencing erosion and corrosion effects.
Известно, что, например, рабочие лопатки компрессора газотурбинного двигателя (ГТД) и газотурбинной установки (ГТУ), а также паровых турбин в процессе эксплуатации подвергаются воздействиям значительных динамических и статических нагрузок, а также коррозионному и эрозионному разрушению. Исходя из предъявляемых к эксплуатационным свойствам требований, для изготовления лопаток компрессора газовых турбин применяются титановые сплавы, которые по сравнению с техническим титаном имеют более высокую прочность, в том числе и при высоких температурах, сохраняя при этом достаточно высокую пластичность и коррозионную стойкость (например, титановые сплавы марок ВТ6, ВТ8, ВТ14, ВТ3-1, ВТ22 и др.).It is known that, for example, the working blades of a compressor of a gas turbine engine (GTE) and a gas turbine installation (GTU), as well as steam turbines, are subjected to significant dynamic and static loads during operation, as well as corrosion and erosion destruction. Based on the requirements for operational properties, titanium alloys are used for the manufacture of gas turbine compressor blades, which, compared to technical titanium, have higher strength, including at high temperatures, while maintaining a sufficiently high ductility and corrosion resistance (for example, titanium alloys of grades VT6, VT8, VT14, VT3-1, VT22, etc.).
Указанные сплавы широко применяются, например, для изготовления рабочих и направляющих лопаток турбин, работающих в условиях газоабразивной и влажно-паровой среды, при температурах до 500-540°С. Однако лопатки турбин из титановых сплавов обладают повышенной чувствительностью к концентраторам напряжения. Кроме конструкционных концентраторов напряжений на поверхности деталей при эксплуатации дополнительно возникают различного рода дефекты, снижающие прочность и надежность работы всего изделия в целом. Поэтому такие детали обычно покрывают защитными покрытиями. Существуют различные методы нанесения покрытий для лопаток ГТД и ГТУ, особое значение имеют вакуумно-плазменные покрытия, в частности, на основе TiN.These alloys are widely used, for example, for the manufacture of working and guide vanes of turbines operating in a gas-abrasive and humid-steam environment, at temperatures up to 500-540 ° C. However, turbine blades made of titanium alloys are highly sensitive to stress concentrators. In addition to structural stress concentrators on the surface of parts during operation, various kinds of defects additionally arise, which reduce the strength and reliability of the entire product. Therefore, such parts are usually coated with protective coatings. There are various coating methods for GTE and GTU blades; vacuum-plasma coatings, in particular, based on TiN, are of particular importance.
Известно, что одним из эффективных методов получения высокопрочного состояния в металлических материалах является формирование в них ультрамелкозернистой (УМЗ) структуры методами интенсивной пластической деформации (ИПД) [1]. При этом в УМЗ материалах наблюдается очень высокая прочность, но резко снижается пластичность, что уменьшает конструкционную привлекательность УМЗ материалов, особенно при работе в условиях кавитационных воздействий.It is known that one of the effective methods for obtaining a high-strength state in metallic materials is the formation of an ultrafine-grained (UFG) structure in them by means of intensive plastic deformation (IPD) [1]. At the same time, in UFG materials, very high strength is observed, but ductility decreases sharply, which reduces the structural attractiveness of UFG materials, especially when working under conditions of cavitation.
Известно, что хорошей коррозионной стойкостью в среде, в которой присутствуют хотя бы следы влаги или воды, является титан и его сплавы [2], поэтому они нашли свое применение для изготовления лопаток паровых турбин наряду с хромистыми сталями. Вместе с тем, несмотря на высокие коррозионные свойства титановых сплавов и изготовленных из них лопаток паровых турбин, требуются защита их поверхности от эрозии и обеспечение конструкционной прочности.It is known that titanium and its alloys are good corrosion resistance in an environment in which at least traces of moisture or water are present [2], so they have found their application for the manufacture of steam turbine blades along with chrome steels. However, despite the high corrosive properties of titanium alloys and steam turbine blades made from them, protection of their surface from erosion and ensuring structural strength are required.
Механические свойства (альфа + бета)-титановых сплавов зависят от параметров формирующейся микроструктуры в процессе получения полуфабриката и его термомеханической обработки [3, 4].The mechanical properties of (alpha + beta) -titanium alloys depend on the parameters of the emerging microstructure during the preparation of the semi-finished product and its thermomechanical processing [3, 4].
Формирование пластинчатых (ламеллярных) структур в сплаве приводит к повышению прочности при некотором снижении пластичности, при этом они обладают хорошей трещиностойкостью и вязкостью разрушения. Равноосная структура (обычно с размером зерен альфа-фазы 15-20 мкм) обеспечивает оптимальное сочетание прочности и пластичности и, как следствие, сопротивление усталости [3, 4]. При этом уменьшение размеров структурных составляющих (зерен первичной альфа-фазы и/или пластин вторичной альфа-фазы) способствует повышению сопротивления усталостному разрушению. Например, в сплаве Ti-6A1-4V с размером зерна 2 мкм предел выносливости может достигать 650 МПа при симметричном цикле нагружения (R=-l) [4].The formation of lamellar (lamellar) structures in the alloy leads to an increase in strength with a slight decrease in ductility, while they have good crack resistance and fracture toughness. An equiaxial structure (usually with an alpha-phase grain size of 15–20 μm) provides an optimal combination of strength and ductility and, as a result, fatigue resistance [3, 4]. Moreover, a decrease in the size of structural components (grains of the primary alpha phase and / or plates of the secondary alpha phase) contributes to an increase in resistance to fatigue fracture. For example, in a Ti-6A1-4V alloy with a grain size of 2 μm, the endurance limit can reach 650 MPa with a symmetric loading cycle (R = -l) [4].
С целью достижения оптимального сочетания усталостной прочности и вязкости разрушения большинство известных способов термомеханической обработки направлены на создание в полуфабрикатах смешанной глобулярно-пластинчатой или мелкозернистой равноосной структуры.In order to achieve the optimal combination of fatigue strength and fracture toughness, most of the known methods of thermomechanical processing are aimed at creating a mixed globular-lamellar or fine-grained equiaxed structure in semi-finished products.
Известен способ комбинированной термомеханической обработки двухфазных титановых сплавов, включающий термическую обработку, интенсивную пластическую деформацию заготовки методом равноканального углового прессования (РКУП) при температуре 600°С и экструдирование при температуре 300°С с коэффициентом вытяжки не менее 1.2 в несколько проходов [5]. Данный способ, как наиболее близкий к заявленному техническому решению, выбран в качестве прототипа. В результате такой обработки в заготовке из титанового сплава формируется УМЗ структура с размером зерен/субзерен бета-фазы в диапазоне от 0.2 до 0.5 мкм. При этом значения прочности могут достигать значений σв=1260 МПа, что на 40% выше исходного значения, тогда как пластичность может составлять около 8% [6].A known method of combined thermomechanical processing of two-phase titanium alloys, including heat treatment, intense plastic deformation of the workpiece by equal channel angular pressing (ECAP) at a temperature of 600 ° C and extrusion at a temperature of 300 ° C with a draw ratio of at least 1.2 in several passes [5]. This method, as the closest to the claimed technical solution, is selected as a prototype. As a result of this treatment, an UFG structure is formed in a titanium alloy billet with beta-grain / sub-grain size in the range from 0.2 to 0.5 μm. Thus strength values can reach values σ = 1260 MPa, which is 40% above the initial value, while the ductility may be about 8% [6].
В промышленности известен гальванический способ нанесения никель-кадмиевого (NiCd) покрытия на лопатки компрессора ГТД [7]. Недостатками этого способа являются невысокие прочность и устойчивость к солевой коррозии, экологический вред гальванического производства, а также вероятность наводороживания поверхности, обусловливающего снижение выносливости и циклической долговечности.The industry knows the galvanic method of applying nickel-cadmium (NiCd) coatings on the blades of a gas turbine compressor [7]. The disadvantages of this method are the low strength and resistance to salt corrosion, environmental damage to galvanic production, as well as the likelihood of hydrogenation of the surface, causing a decrease in endurance and cyclic durability.
Также известен способ нанесения ионно-плазменных покрытий на лопатки турбин, включающий последовательное осаждение в вакууме первого слоя из титана толщиной от 0.5 до 5.0 мкм, затем нанесение второго слоя нитрида титана толщиной 6 мкм [8]. Основным недостатком этого способа является обеспечение недостаточно высоких значений конструкционной прочности материала и эрозионной стойкости поверхности лопатки. Кроме того, при увеличении толщины покрытия (или каждого из слоев покрытия) происходит снижение адгезионной и усталостной прочности деталей с покрытиями, что ухудшает их ресурс и надежность.Also known is a method of applying ion-plasma coatings to turbine blades, including sequential vacuum deposition of the first titanium layer with a thickness of 0.5 to 5.0 μm, then applying a second layer of titanium nitride with a thickness of 6 μm [8]. The main disadvantage of this method is the provision of insufficiently high values of the structural strength of the material and the erosion resistance of the surface of the blade. In addition, with an increase in the thickness of the coating (or of each of the coating layers), the adhesion and fatigue strength of parts with coatings decreases, which impairs their service life and reliability.
Наиболее близким по технической сущности и достигаемому результату к заявляемому является способ повышения эрозионной стойкости лопаток компрессора газотурбинного двигателя из титановых сплавов, включающий ионную очистку с последующим нанесением ионно-плазменного многослойного покрытия в виде заданного количества пар слоев в виде слоя титана с металлом и слоя соединений титана с металлом и азотом, отличающийся тем, что перед ионной очисткой проводят электролитно-плазменное полирование поверхности, а в качестве металла в слоях титана с металлом и в слоях соединений титана с металлом и азотом используют ванадий при соотношении титана к ванадию, вес. %: V от 4 до 12%, остальное - Ti, причем слой титана с ванадием наносят толщиной от 0.2 мкм до 0.3 мкм, а слой соединений титана с ванадием и азотом толщиной от 1.1 мкм до 2.2 мкм при общей толщине покрытия от 5.0 мкм до 7.0 мкм, при этом нанесение слоев соединений титана с ванадием осуществляют в режиме ассистирования ионами аргона, а слоев соединений титана с ванадием осуществляют в режиме ассистирования ионами азота [9]. Основными недостатками аналога является то, что покрытие наносят на сплав с крупнозернистой (КЗ) структурой, а также увеличение продолжительности технологического процесса за счет электролитного полирования.The closest in technical essence and the achieved result to the claimed is a method of increasing the erosion resistance of the compressor blades of a gas turbine engine made of titanium alloys, including ion cleaning followed by applying an ion-plasma multilayer coating in the form of a given number of pairs of layers in the form of a layer of titanium with metal and a layer of titanium compounds with metal and nitrogen, characterized in that before ion cleaning electrolyte-plasma polishing of the surface is carried out, and as a metal in titanium layers and with metal and titanium compounds in layers with metal and vanadium oxide is used at a ratio of titanium to vanadium weight. %: V from 4 to 12%, the rest is Ti, with a layer of titanium with vanadium being applied with a thickness of 0.2 μm to 0.3 μm, and a layer of compounds of titanium with vanadium and nitrogen with a thickness of 1.1 μm to 2.2 μm with a total coating thickness of 5.0 μm to 7.0 μm, while the deposition of layers of titanium compounds with vanadium is carried out in the mode of assisting with argon ions, and the layers of titanium compounds with vanadium is carried out in the mode of assisting with nitrogen ions [9]. The main disadvantages of the analogue is that the coating is applied to an alloy with a coarse-grained (KZ) structure, as well as an increase in the duration of the process due to electrolyte polishing.
Техническим результатом заявленного изобретения является повышение конструкционной прочности титанового сплава, используемого в деталях газотурбинных двигателей, которые работают в условиях эрозионных и коррозионных воздействий.The technical result of the claimed invention is to increase the structural strength of a titanium alloy used in parts of gas turbine engines that operate under erosive and corrosive conditions.
Указанный технический результат достигается способом повышения конструкционной прочности титанового сплава за счет формирования ультрамелкозернистой структуры, включающим интенсивную пластическую деформацию заготовки из титанового сплава методом равноканального углового прессования при температуре 700°С в количестве 8 циклов, и последующую пластическую деформацию с изменением формы заготовки методом экструдирования со скоростью не более 1 с-1 в количестве 5 циклов, причем первые 4 цикла осуществляется при температуре 300 градусов Цельсия, а последний проход при температуре 20 градусов Цельсия.The specified technical result is achieved by a method of increasing the structural strength of a titanium alloy by forming an ultrafine-grained structure, including intense plastic deformation of a titanium alloy preform by equal channel angular pressing at a temperature of 700 ° C in an amount of 8 cycles, and subsequent plastic deformation with a change in the shape of the preform by extrusion at a speed less than 1 s -1 at 5 cycles, with the first 4 cycles carried out at a temperature of 300 degrees Tse siya, and the last pass at a temperature of 20 degrees Celsius.
Технический результат достигается также тем, что способ повышения конструкционной прочности титанового сплава включает нанесении защитного покрытия на ультрамелкозернистый титановый сплав, заключающийся в предварительной ионной очистке поверхности сплава с последующим нанесением ионно-плазменного покрытия с количеством слоев, в которые входят 2 подслоя чистого титана и 2 функциональных слоя соединения титана и металла с азотом, при этом ионную очистку поверхности сплава проводят ионами аргона при энергии от 4 до 7 кэВ и плотности тока от 100 мкА/см2 до 120 мкА/см2 в течение 30 минут, а при нанесении ионно-плазменного покрытия в качестве металла в функциональных слоях используют ванадий, причем подслои титана наносят толщиной 0.2 мкм, а слои соединений титана с ванадием и азотом наносят толщиной 2.55 мкм при общей толщине покрытия (TiV)N 5.5 мкм.The technical result is also achieved by the fact that the method of increasing the structural strength of the titanium alloy involves applying a protective coating to the ultrafine-grained titanium alloy, which consists in preliminary ion cleaning of the alloy surface with subsequent application of an ion-plasma coating with the number of layers, which include 2 sublayers of pure titanium and 2 functional a layer of a compound of titanium and a metal with nitrogen, while the ion surface is cleaned by ion with argon ions at an energy of 4 to 7 keV and current density 100 mA / cm 2 to 120 mA / cm 2 for 30 minutes, and the substrate for ion-plasma coating as the metal in the functional layers using vanadium, and titanium sublayers is applied 0.2 micrometers thick, and layers of titanium compounds with vanadium and nitrogen applied 2.55 μm thick with a total coating thickness (TiV) N of 5.5 μm.
Указанный технический результат достигается благодаря ряду структурных и фазовых превращений в двухфазных титановых сплавах.The specified technical result is achieved due to a number of structural and phase transformations in two-phase titanium alloys.
Нагрев заготовки из титанового сплава при температуре ниже Тпп позволяет уменьшить долю глобулярной первичной α-фазы до 20%, которые сдерживают рост зерен β-твердого раствора. Если нагреть сплав выше Тпп, происходит неконтролируемый рост зерен β-фазы, размер которых может достигать 200-300 мкм [3]. Последующая деформация заготовки в деформирующей оснастке, которая нагрета до температуры не выше 700°С, сопровождается фазовым превращением β-твердого раствора Р→α’(α)+βост образованием пластинок α-фазы, размер которых ограничен размерами зерен β-фазы. При этом в структуре остается небольшое количество зерен первичной α-фазы. Полученная на 1-ом цикле ИПД (α+β) смешанная микроструктура, в которой около 80% составляют пластины вторичной α-фазы, между которыми расположены прослойки β-фазы, и 20% - зерна первичной α-фазы, обеспечивает хорошую деформационную способность материала в ходе последующих циклов ИПД [3].Heating a titanium alloy preform at a temperature below T pp allows you to reduce the proportion of globular primary α-phase to 20%, which inhibit the growth of grains of β-solid solution. If the alloy is heated above T pp , uncontrolled growth of β-phase grains occurs, the size of which can reach 200-300 microns [3]. Subsequent deformation of the workpiece in the deforming tooling, which is heated to a temperature of no higher than 700 ° C, is accompanied by the phase transformation of the β-solid solution P → α '(α) + β ost to the formation of α-phase plates, the size of which is limited by the grain size of the β-phase. In this case, a small number of grains of the primary α phase remain in the structure. The mixed microstructure obtained on the 1st cycle of SPD (α + β), in which about 80% are the plates of the secondary α-phase, between which are interlayers of the β-phase, and 20% are grains of the primary α-phase, provides good deformation ability of the material during subsequent IPD cycles [3].
Известно, что необходимыми условиями формирования УМЗ структуры, содержащей преимущественно большеугловые границы, которая позволяет достичь необычно высокой прочности в металлических материалах, является реализация интенсивной пластической деформации при относительно низких температурах (ниже температуры рекристаллизации) [10]. Данный подход реализуется в ходе интенсивной пластической деформации методом многопроходного равноканального углового прессования (РКУП) при относительно низких температурах, т.е. не выше 700°С. При этом в микроструктуре с развитием двойникования и скольжения дислокаций в зернах первичной α-фазы и пластинах вторичной α-фазы формируются новые дислокационные субграницы, которые с ростом накопленной степени деформации трансформируются в большеугловые. Обычно о появлении в микроструктуре большеугловых границ свидетельствует увеличение количества рефлексов и их более равномерное распределение по концентрическим окружностям на электронограммах, снятых с исследуемого участка структуры. Размер зерен и субзерен α-фазы после РКУП уменьшается примерно до 0.3 мкм [10]. Одновременно с измельчением α-фазы β-фаза локализуется в обособленных участках в виде зерен размером не более 300 мкм, ее объемная доля после ИПД в результате распада β-твердого раствора уменьшается с 12 до 8%. [11]. Последующая после ИПД пластическая деформация при температурах не выше 300 градусов, например, с вытяжкой заготовки не менее 50% приводит к дополнительному измельчению микроструктуры, т.е. уменьшению размеров зерен и субзерен α- и β-фаз за счет появления новых дислокационных границ и трансформации малоугловых границ в большеугловые [6]. При этом температурно-скоростные условия деформации (скорость не более 1 с-1; температура 300°С), используемые в предложенном способе обработки, близки к проявлению признаков сверхпластичности в УМЗ сплаве [6, 12].It is known that the necessary conditions for the formation of an UFG structure, which mainly contains high-angle boundaries, which allows achieving unusually high strength in metallic materials, is the realization of intense plastic deformation at relatively low temperatures (below the recrystallization temperature) [10]. This approach is implemented during intensive plastic deformation by the method of multi-pass equal channel angular pressing (ECAP) at relatively low temperatures, i.e. not higher than 700 ° C. In this case, in the microstructure with the development of twinning and slip of dislocations in the grains of the primary α-phase and plates of the secondary α-phase, new dislocation subboundaries are formed, which, with an increase in the accumulated degree of deformation, transform into higher-angle ones. Usually, the appearance of higher-angle boundaries in the microstructure is evidenced by an increase in the number of reflections and their more uniform distribution over concentric circles in electron diffraction patterns taken from the studied section of the structure. The size of grains and subgrains of the α phase after ECAP decreases to approximately 0.3 μm [10]. Simultaneously with the grinding of the α phase, the β phase is localized in isolated areas in the form of grains no larger than 300 μm in size, its volume fraction after SPD as a result of β-solid solution decay decreases from 12 to 8%. [eleven]. The subsequent plastic deformation after SPD at temperatures not higher than 300 degrees, for example, with a workpiece being drawn at least 50%, leads to additional grinding of the microstructure, i.e. a decrease in the size of grains and subgrains of the α and β phases due to the appearance of new dislocation boundaries and the transformation of small angle boundaries into high angle ones [6]. In this case, the temperature and speed conditions of deformation (speed not more than 1 s -1 ; temperature 300 ° C) used in the proposed processing method are close to manifestation of signs of superplasticity in the UFG alloy [6, 12].
Заявленное изобретение было апробировано в лабораторных условиях. В результате экспериментов было подтверждено достижение запланированного технического результата: повышение прочностных характеристик УМЗ титанового сплава с вакуумно-плазменным защитным покрытием.The claimed invention was tested in laboratory conditions. As a result of the experiments, the achievement of the planned technical result was confirmed: an increase in the strength characteristics of the UFG of a titanium alloy with a vacuum-plasma protective coating.
Пример конкретного выполнения: Заготовку из горячекатаного прутка титанового сплава ВТ6 (Ti - 6%, V - 4%) диаметром 20 мм и длиной 135 мм предварительно получали по ранее разработанной технологии, которая была рассмотрена в работе [13], равноканальным угловым прессованием (РКУП) (Фиг. 1, где 1 - Пуансон пресса; 2 - заготовка) на оснастке с углом пересечения каналов ψ=120°, 8 проходов по маршруту Вс, при Т=700°С и последующей экструзией при Т=300°С 5 проходов, причем последний проход проводился при 20°С. Далее по ГОСТ 1497-84 «Металлы. Методы испытаний на растяжение» подготовили цилиндрические образцы с длиной рабочей базы 15 мм и диаметром 3 мм, вырезку образцов из полученных прутков для испытаний производили в продольном направлении (Фиг. 2). Каждый образец полировали на алмазных пастах для получения зеркальной поверхности. Далее полированные заготовки загружали в вакуумную установку ВАТТ - 900 3Д для напыления вакуумно-плазменного покрытия. В вакуумной камере проводили очистку ионами аргона от 4 до 7 кэВ, плотности тока от 100 мкА/см2 до 120 мкА/см2, в течение от 30 мин. Вакуумно-плазменное покрытие (Ti+V)N напыляли на образцы одновременно с двух электродуговых испарителей. Было нанесено покрытие (Ti+V)N с двумя подслоями и двумя функциональными слоями общей толщиной 5.5 мкм, которое по сравнению со схожими по функциональному назначению покрытиями имеет требуемые повышенные свойства при меньшей толщине. Структуру покрытия формировали путем чередования времени нанесения каждого слоя и количества напыляемого материала с каждого из катодов.An example of a specific implementation: A billet from a hot-rolled bar of VT6 titanium alloy (Ti - 6%, V - 4%) with a diameter of 20 mm and a length of 135 mm was previously obtained using the previously developed technology, which was considered in [13], by equal-channel angular pressing (ECAP) ) (Fig. 1, where 1 is the press punch; 2 is the workpiece) on a snap with a channel intersection angle ψ = 120 °, 8 passes along route B s , at T = 700 ° C and subsequent extrusion at T = 300 °
Архитектура покрытия (Ti+V)N состояла из двух функциональных слоев и двух подслоев:The coating architecture (Ti + V) N consisted of two functional layers and two sublayers:
Данное покрытие обладает высокой адгезией к Ti сплавам и весьма эффективно для лопаток ГТД [14]. Для определения прочностных свойств проводили механические испытания на растяжение по ГОСТ 1497-84 «Металлы. Методы испытаний на растяжение». Механические испытания на растяжение проводили на разрывной машине "Instron" при комнатной температуре. Погрешность установки составляла не более 1%. Растяжение проводили со скоростью 0.01 мм/мин. Данные механических испытаний фиксировались ЭВМ при помощи специальной программы и далее обрабатывались при помощи программы Origin. Испытания проводили по 3 раза в каждом состоянии, чтобы получить достоверные результаты.
Данные механических испытаний показали (таблица 1), что после нанесения покрытия наблюдали увеличение прочности и условного предела текучести, при этом равномерное удлинение увеличилось с 0.6% до 2.1%. При исследовании на растровом электронном микроскопе косого микрошлифа УМЗ ВТ6 убедились, что заметного влияния на структуру УМЗ титанового сплава ВТ6 нанесение покрытия не оказало, при этом соотношение α- и β-фаз не изменилось.The mechanical test data showed (table 1) that after coating was observed, an increase in strength and conditional yield strength was observed, while the uniform elongation increased from 0.6% to 2.1%. When studying the oblique microsection UFG VT6 using a scanning electron microscope, they were convinced that the coating did not have a noticeable effect on the UFG structure of the VT6 titanium alloy, while the ratio of the α and β phases did not change.
Проведя механические испытания на растяжение образцов из ультрамелкозернистого титанового сплава ВТ6 с покрытием и без, видно, что морфология их разрушения является типичной как для чистого титана, так и для его сплавов [15]. При макроанализе поверхности разрушения УМЗ сплава в обоих состояниях выявили особенности, которые характерны для квазивязкого разрушения (Фиг. 3: а) УМЗ ВТ6 до нанесения покрытия б) УМЗ ВТ6+(TiV)N): образование шейки, чашечная форма излома с ямочным рельефом, перпендикулярного к оси образца (ортогональная поверхность), окруженного более гладкой конической поверхностью, соответствующей разрушению срезом (наклонная поверхность) [16]. Эти поверхности в обоих случаях образованы по механизму слияния микропустот и представляют собой равноосные «чашки» и вытянутые «ямки» с более гладкой поверхностью с линиями скольжения и элементами «квазиотрыва». Процесс разрушения, очевидно, происходил в несколько этапов:Having performed mechanical tensile tests of samples of VT6 ultrafine-grained titanium alloy with and without coating, it can be seen that their fracture morphology is typical of pure titanium and its alloys [15]. Macroanalysis of the fracture surface of the UFG alloy in both states revealed features that are characteristic of quasi-viscous fracture (Fig. 3: a) UFG VT6 before coating; b) UFG VT6 + (TiV) N): neck formation, cup-shaped fracture with a pitted relief, perpendicular to the axis of the sample (orthogonal surface) surrounded by a smoother conical surface corresponding to shear failure (inclined surface) [16]. In both cases, these surfaces are formed by the mechanism of merging microvoids and are equiaxed “cups” and elongated “pits” with a smoother surface with slip lines and elements of “quasi separation”. The destruction process, obviously, took place in several stages:
1) возникновение микродефектов в центральных слоях образца;1) the occurrence of microdefects in the central layers of the sample;
2) взаимодействие микродефектов между собой и образование трещины;2) the interaction of microdefects with each other and the formation of cracks;
3) медленный, вязкий рост трещины;3) slow, viscous crack growth;
4) превращение «медленной» трещины в быструю.4) the transformation of a “slow” crack into a fast one.
При этом местами зарождения ямок вязкого излома являются частицы вторых фаз, внутрифазные (границы раздела зерен) и межфазные (границы раздела частица/матрица) границы раздела, внутризеренные дефекты (субзеренные границы, дислокации). Так как нанесение вакуумно-плазменного защитного покрытия не привело к изменению фазового состава, размеров и морфологии частиц второй фазы, состояния и плотности границ зерен в ультрамелкозернистой структуре, механизмы разрушения образцов были практически идентичны. На больших ямках часто видны признаки деформации в виде серпантинного скольжения, волнистости (ряби), зоны вытяжки. Дальнейшая деформация по существу стирает детали рельефа (Фиг. 4: а) без покрытия б) с защитным покрытием (TiV)N). Возникновение такой сравнительно безрельефной поверхности разрушения обусловлено так называемой вытяжкой. Иногда этот рельеф рассматривается как результат декогезии по плоскости скольжения или вязкого скола.In this case, the nucleation sites of the viscous fracture pits are particles of the second phase, interphase (grain / matrix interfaces) and interphase (particle / matrix interfaces) interfaces, intragranular defects (subgrain boundaries, dislocations). Since the application of a vacuum-plasma protective coating did not lead to a change in the phase composition, size and morphology of the particles of the second phase, the state and density of grain boundaries in the ultrafine-grained structure, the mechanisms of destruction of the samples were almost identical. In large pits, signs of deformation are often visible in the form of serpentine slip, waviness (ripples), and the drawing zone. Further deformation essentially erases the relief details (Fig. 4: a) without coating b) with a protective coating (TiV) N). The emergence of such a relatively non-relief surface of destruction is caused by the so-called hood. Sometimes this relief is considered as a result of decohesion along the slip plane or viscous cleavage.
Часто на пологих склонах крупных ямок, оконтуренных гребнями отрыва, располагаются чрезвычайно мелкие ямки. В некоторых случаях отрыв может приводить к образованию плоских бесструктурных участков рельефа, напоминающих локальное расслоение в плоскости скольжения. Гребни отрыва обычно имеют острый край и соответственно этому обусловливают яркий контраст изображения в сканирующем электронном микроскопе (Фиг. 5: а) без покрытия б) с защитным покрытием (TiV)N).Often on the gentle slopes of large pits, contoured by the crests of separation, extremely shallow pits are located. In some cases, separation can lead to the formation of flat, structureless sections of the relief resembling local delamination in the slip plane. The tear ridges usually have a sharp edge and, accordingly, this causes a bright contrast of the image in a scanning electron microscope (Fig. 5: a) without coating b) with a protective coating (TiV) N).
Проанализировав результаты механических испытаний на растяжение образцов из ультрамелкозернистого титанового сплава ВТ6 с покрытием и без, было выявлено, что нанесение вакуумно-плазменного защитного покрытия (TiV)N приводит к увеличению δp до 2.1%. Это свидетельствует об увеличении стадии однородного пластического течения материала, что, вероятно, привело к увеличению площади волокнистой чашечной зоны, а также к уменьшению размера ямок в сравнении с изломом образца УМЗ ВТ6 без покрытия, что может свидетельствовать о некотором повышении вязкости разрушения образцов.After analyzing the results of mechanical tensile tests of samples of VT6 ultrafine-grained titanium alloy with and without coating, it was found that the application of a vacuum-plasma protective coating (TiV) N leads to an increase in δ p to 2.1%. This indicates an increase in the stage of homogeneous plastic flow of the material, which probably led to an increase in the area of the fibrous cup zone, as well as to a decrease in the size of the pits compared to the fracture of the UFG VT6 sample without coating, which may indicate a slight increase in the fracture toughness of the samples.
При статическом осевом деформировании по мере возрастания напряжений также протекает микропластическая деформация и накопление дислокаций. При этом может проявляться барьерный эффект упрочненного поверхностного слоя, так как прочность внутреннего объема образца в данном случае заметно ниже [17]. В результате с увеличением напряжения пластическое течение в объеме образца происходит немного дольше, о чем свидетельствует повышение равномерного удлинения на кривых растяжения. Как результат накопления критической плотности дислокаций при деформировании образца в покрытии образовались множество микротрещин (Фиг. 3), которые не получили развития в основной материал (Фиг. 6: 3 - сплав Вуда, 4 - двухслойное покрытие (TiV)N, 5 - УМЗ ВТ6).Under static axial deformation, as the stress increases, microplastic deformation and accumulation of dislocations also occur. In this case, the barrier effect of the hardened surface layer may manifest itself, since the strength of the internal volume of the sample in this case is noticeably lower [17]. As a result, with an increase in stress, plastic flow in the sample volume takes a little longer, as evidenced by an increase in uniform elongation in the tensile curves. As a result of the accumulation of the critical dislocation density during deformation of the sample, many microcracks formed in the coating (Fig. 3), which did not develop into the main material (Fig. 6: 3 - Wood alloy, 4 - two-layer coating (TiV) N, 5 - UFG VT6 )
Выявлены идентичные особенности морфологии поверхности разрушения образцов с покрытием и без него, типичные для «ямочного» вязкого разрушения титановых сплавов. Различия в рельефе выявлены на количественном уровне анализа поверхности разрушения. Установлено, что после нанесения вакуумно-плазменного покрытия (TiV)N формирующийся рельеф поверхности разрушения неоднородный, имеет две характерные зоны - зарождения микропустот, площадь которой больше, чем в УМЗ ВТ6 без покрытия, и вязкого скола, характеризующиеся ямками вязкого разрушения, которые обладают меньшими средними размерами по сравнению с образцом без покрытия, площадь волокнистой зоны (II зоны) образца с покрытием 2.68 мм2 больше, чем в образце без защитного покрытия 1.67 мм2 (Фиг. 7: а) без покрытия б) с защитным покрытием (TiV)N), что может свидетельствовать о некотором повышении вязкости разрушения образцов при увеличении стадии однородного течения.Identical features of the morphology of the fracture surface of samples with and without coating are revealed, typical of the "patching" viscous fracture of titanium alloys. Differences in the relief are revealed at the quantitative level of the fracture surface analysis. It has been established that after applying a vacuum-plasma coating (TiV) N, the emerging relief surface relief is heterogeneous, has two characteristic zones — micro-hollow nucleation, the area of which is larger than that of UFG VT6 without coating, and a viscous cleavage characterized by viscous fracture pits that have smaller average sizes compared to the uncoated sample, the area of the fibrous zone (II zone) of the sample with a coating of 2.68 mm 2 is larger than in the sample without a protective coating of 1.67 mm 2 (Fig. 7: a) without coating b) with a protective coating (TiV) N) that mo This may indicate a slight increase in the fracture toughness of samples with an increase in the stage of a homogeneous flow.
Изобретение может быть применено для создания нового поколения функциональных и конструкционных материалов. Создание однородной ультрамелкозернистой структуры в металлах и сплавах открывает путь для получения необычных свойств, весьма привлекательных для инновационных применений в области энергетики, работе при низких температурах, использовании в аэрокосмических установках, спорте и биомедицине. Наряду с защитными покрытиями с высокой адгезионной прочностью, такие детали могут быть использованы для изготовления лопаток газотурбинных двигателей. Повышенная прочность и износостойкость ультрамелкозернистых металлов с вакуумно-плазменным защитным покрытием при сохранении достаточной пластичности дает возможность увеличить надежность и долговечность механизмов и конструкций.The invention can be applied to create a new generation of functional and structural materials. The creation of a homogeneous ultrafine-grained structure in metals and alloys opens the way for obtaining unusual properties that are very attractive for innovative applications in the field of energy, work at low temperatures, use in aerospace installations, sports and biomedicine. Along with protective coatings with high adhesive strength, such parts can be used for the manufacture of gas turbine engine blades. The increased strength and wear resistance of ultrafine-grained metals with a vacuum-plasma protective coating while maintaining sufficient ductility makes it possible to increase the reliability and durability of mechanisms and structures.
Список использованной литературыList of references
1. Валиев Р.З. Объемные наноструктурные металлические материалы: получение, структура и свойства / Р.З. Валиев, И.В. Александров // Москва: ИКЦ «Академкнига», 2007. - 398 с.1. Valiev R.Z. Volume nanostructured metallic materials: preparation, structure and properties / R.Z. Valiev, I.V. Alexandrov // Moscow: ICC "Academkniga", 2007. - 398 p.
2. Цвиккер У. Титан и его сплавы / У. Цвиккер. - М: Металлургия, 1979. - 512 с.2. Zwicker U. Titan and its alloys / U. Zwicker. - M: Metallurgy, 1979. - 512 p.
3. Materials Properties Handbook: Titanium Alloys, R. Boyer, G. Welsch, E. Collings, ASM International, 1998.3. Materials Properties Handbook: Titanium Alloys, R. Boyer, G. Welsch, E. Collings, ASM International, 1998.
4. Колачев Б.А., Польши К.С., Талалаев В.Д. Титановые сплавы разных стран: Справочник // М.: ВИЛС. 2000, 316 с.4. Kolachev B.A., Poland K.S., Talalaev V.D. Titanium alloys of different countries: Reference // M .: VILS. 2000, 316 p.
5. RU 2285738, МПК C22F 1/18, В21J 5/00, опубл. 20.10.2006 г. (прототип).5. RU 2285738,
6. Саитова Л.Р., Семенова И.П., Рааб Г.И., Валиев Р.З. Повышение механических свойств сплава Ti-6A1-4V, используя равноканалъное угловое прессование и последующую пластическую деформацию // Физика и техника высоких давлений, Донецк, 2004, том 14, N 94.- С. 19-24.6. Saitova L.R., Semenova I.P., Raab G.I., Valiev R.Z. Improving the mechanical properties of the Ti-6A1-4V alloy using equal-channel angular pressing and subsequent plastic deformation // Physics and High Pressure Engineering, Donetsk, 2004, Volume 14, N 94.- P. 19-24.
7. Петухов А.Н. Усталость замковых соединений лопаток компрессоров // Труды ЦИАМ №1213, 1987. - 36 с.7. Petukhov A.N. The fatigue of the castle joints of the compressor blades // Transactions of TsIAM No. 1213, 1987. - 36 p.
8. Патент РФ 2165475, МПК С23С 14/16, 30/00, С22С 19/05, 21/04, 20.04.2001.8. RF patent 2165475, IPC С23С 14/16, 30/00, С22С 19/05, 21/04, 04/20/2001.
9. Патент РФ 2013136651, МПК С23С 14/06, 05.08.2013 (прототип).9. RF patent 2013136651, IPC С23С 14/06, 08/05/2013 (prototype).
10. Р.З. Валиев, И.В. Александров. Объемные наноструктурные металлические материалы. - М.: ИКЦ «Академкнига», 2007 - 308 с.10. R.Z. Valiev, I.V. Alexandrov. Volumetric nanostructured metallic materials. - M.: IKC "Akademkniga", 2007 - 308 p.
11. Демаков С.Л., Елкина О.А., Клларионов А.Г., Карабаналов М.С, Попов А.А., Семенова К.П., Саитова Л.Р., Щетников К.В. Влияние условий деформации прокаткой на формирование ультрамелкозернистой структуры в двухфазном сплаве, полученном интенсивной пластической деформацией // Физика металлов и металловедение, 2008, т. 105, №6, С. 638-646.11. Demakov S. L., Elkina O. A., Klarionov A. G., Karabanalov M. S., Popov A. A., Semenova K. P., Saitova L. R., Shchetnikov K. V. The influence of rolling conditions on the formation of an ultrafine-grained structure in a two-phase alloy obtained by intense plastic deformation // Physics of Metals and Metallurgy, 2008, v. 105, No. 6, P. 638-646.
12. Valiev R.Z., Islamgaliev R.K., Semenova L.P. Superplasticity in nanostructured materials: New challenges // Materials Science and Engineering A, Vol. 463 (2007), P. 2-7.12. Valiev R.Z., Islamgaliev R.K., Semenova L.P. Superplasticity in nanostructured materials: New challenges // Materials Science and Engineering A, Vol. 463 (2007), P. 2-7.
13. Семенова И.П. Наноструктурные титановые сплавы: новые разработки и перспективы применения / И.П. Семенова, Г.И. Рааб, Р.З. Валиев // Рос. Нанотехнологии, 2014, Т. 9, 84-95 с.13. Semenova I.P. Nanostructured titanium alloys: new developments and application prospects / I.P. Semenova, G.I. Raab, R.Z. Valiev // Ros. Nanotechnology, 2014, T. 9, 84-95 p.
14. Исследование свойств вакуумно-плазменных покрытий (Ti+V)N и TiN методом "Scratch-тест" на ультрамелкозернистом титановом сплаве / Валиев P.P., Селиванов К.С., Дыбленко Ю.М., Мавлютов A.M. // Наноинженерия, 2014, №4 – 42.14. Investigation of the properties of vacuum-plasma coatings of (Ti + V) N and TiN by the Scratch test method on an ultrafine-grained titanium alloy / Valiev P.P., Selivanov KS, Dyblenko Yu.M., Mavlyutov A.M. // Nanoengineering, 2014, No. 4 - 42.
15. Vydehi Arun Joshi Titanium Alloys-An Atlas of Structures and Fracture Features // CRC Press, 2006. - 248 c.15. Vydehi Arun Joshi Titanium Alloys-An Atlas of Structures and Fracture Features // CRC Press, 2006 .-- 248 p.
16. Колачев B.A. Физическое металловедение титана // Москва: Металлургия, 1976. - 184 с.16. Kolachev B.A. Physical metallurgy of titanium // Moscow: Metallurgy, 1976. - 184 p.
17. Терентьев, В.Ф. Усталостная прочность металлов и сплавов // Москва: ИнтерметИнжиниринг, 2002. - 288 с.17. Terentyev, V.F. The fatigue strength of metals and alloys // Moscow: Intermet Engineering, 2002. - 288 p.
Claims (2)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2015151964A RU2635989C2 (en) | 2015-12-03 | 2015-12-03 | Method for producing titanium alloy blank for gas turbine engine parts |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2015151964A RU2635989C2 (en) | 2015-12-03 | 2015-12-03 | Method for producing titanium alloy blank for gas turbine engine parts |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2015151964A RU2015151964A (en) | 2017-06-07 |
| RU2635989C2 true RU2635989C2 (en) | 2017-11-17 |
Family
ID=59031419
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2015151964A RU2635989C2 (en) | 2015-12-03 | 2015-12-03 | Method for producing titanium alloy blank for gas turbine engine parts |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2635989C2 (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2724747C1 (en) * | 2019-06-18 | 2020-06-25 | федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Алтайский государственный университет" | Method of thermomechanical treatment of alloys based on titanium nickelide for realization of shape memory effect |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2164263C2 (en) * | 1999-06-17 | 2001-03-20 | Институт проблем сверхпластичности металлов РАН | METHOD OF PROCESSING THE BLANKS FROM γ+α2 HYPEREUTECTOID ALLOYS |
| US20060213592A1 (en) * | 2004-06-29 | 2006-09-28 | Postech Foundation | Nanocrystalline titanium alloy, and method and apparatus for manufacturing the same |
| RU2285738C1 (en) * | 2005-04-29 | 2006-10-20 | Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" | Method of thermo-mechanical treatment of two-phase titanium alloys |
| RU2490356C1 (en) * | 2012-03-14 | 2013-08-20 | Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" | Ultra-fine grain two-phase alpha-beta titanium alloy with improved level of mechanical properties, and method for its obtainment |
| WO2014143983A1 (en) * | 2013-03-15 | 2014-09-18 | Crs Holdings Inc. | Nanostructured titanium alloy and method for thermomechanically processing the same |
-
2015
- 2015-12-03 RU RU2015151964A patent/RU2635989C2/en active
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2164263C2 (en) * | 1999-06-17 | 2001-03-20 | Институт проблем сверхпластичности металлов РАН | METHOD OF PROCESSING THE BLANKS FROM γ+α2 HYPEREUTECTOID ALLOYS |
| US20060213592A1 (en) * | 2004-06-29 | 2006-09-28 | Postech Foundation | Nanocrystalline titanium alloy, and method and apparatus for manufacturing the same |
| RU2285738C1 (en) * | 2005-04-29 | 2006-10-20 | Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" | Method of thermo-mechanical treatment of two-phase titanium alloys |
| RU2490356C1 (en) * | 2012-03-14 | 2013-08-20 | Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" | Ultra-fine grain two-phase alpha-beta titanium alloy with improved level of mechanical properties, and method for its obtainment |
| WO2014143983A1 (en) * | 2013-03-15 | 2014-09-18 | Crs Holdings Inc. | Nanostructured titanium alloy and method for thermomechanically processing the same |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2724747C1 (en) * | 2019-06-18 | 2020-06-25 | федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Алтайский государственный университет" | Method of thermomechanical treatment of alloys based on titanium nickelide for realization of shape memory effect |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| RU2015151964A (en) | 2017-06-07 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Sun et al. | Enhanced machinability of Ti-5553 alloy from cryogenic machining: comparison with MQL and flood-cooled machining and modeling | |
| Rokni et al. | Microstructure and mechanical properties of cold sprayed 6061 Al in As-sprayed and heat treated condition | |
| Chesnutt et al. | Relationship Between Mechanical Properties, Microstructure, and Fracture Topography in+ Titanium Alloys | |
| Bhowmik et al. | On the heat-treatment induced evolution of residual stress and remarkable enhancement of adhesion strength of cold sprayed Ti–6Al–4V coatings | |
| RU2226227C1 (en) | Method of protection of steel parts of machines against salt corrosion and dust and drop impingement erosion | |
| Lu et al. | Fatigue crack growth behaviour in laser melting deposited Ti-6.5 Al-3.5 Mo-1.5 Zr-0.3 Si alloy | |
| Salikhyanov et al. | Flow behavior and microstructure evolution of Ti-6Al-4V titanium alloy produced by selective laser melting compared to wrought | |
| RU2635989C2 (en) | Method for producing titanium alloy blank for gas turbine engine parts | |
| Alimov et al. | Prediction of mechanical properties of Ti-6Al-4V forgings based on simulation of microstructure evolution | |
| Shunmugavel et al. | Influence of build orientation on machinability of selective laser melted titanium alloy-Ti-6Al-4V | |
| Barakat | Effect of heat treatment processes on microstructure and mechanical behavior of TC21 titanium alloy | |
| Semenova et al. | Enhanced strength and scratch resistance of ultra-fine grained Ti64 alloy with (Ti+ V) N coating | |
| Afzali et al. | Effect of deformation-induced defects on the microstructure and pitting corrosion behavior of Al-Ag alloy | |
| Semenova et al. | Ultrafine-grained Ti-6Al-4V-alloy used for production of complex-shaped articles with enhanced service properties | |
| Azad et al. | Pre-aging time dependence of microstructure and mechanical properties in nanostructured Al-2wt% Cu alloy | |
| JP6302696B2 (en) | Magnesium alloy surface treatment method | |
| WO2013137765A1 (en) | Ultra-fine-grained two-phase alpha-beta titanium alloy and method for production thereof | |
| Kumar et al. | Stress corrosion cracking of Al7075 alloy processed by equal channel angular pressing | |
| WO2017100911A9 (en) | Conditioning method of gas turbine engine components for increasing fuel efficiency. | |
| Roven et al. | Effects of texture on delamination behavior of a 8090-type Al Li alloy at cryogenic and room temperature | |
| Pachla et al. | High-pressure equipment for cold severe plastic deformation working of materials. | |
| Pirgazi et al. | Role of second phase particles on microstructure and texture evolution of ARB processed aluminium sheets | |
| RU2769799C1 (en) | Method of protecting blades of a gas turbine engine from titanium alloys with an ultrafine-grained structure from dust abrasive erosion | |
| Robusto et al. | Effect of using 3D printed parts on the torque-tension relationship of threaded joints | |
| Valiev et al. | Ion-plasma modification of surface of ultrafine-grained titanium alloys: effect of substrate on coating properties |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| HE9A | Changing address for correspondence with an applicant |