CS266157B1 - Method of precipitation-hardened steels' mechanical properties' degradation relative speed determination - Google Patents
Method of precipitation-hardened steels' mechanical properties' degradation relative speed determination Download PDFInfo
- Publication number
- CS266157B1 CS266157B1 CS866319A CS631986A CS266157B1 CS 266157 B1 CS266157 B1 CS 266157B1 CS 866319 A CS866319 A CS 866319A CS 631986 A CS631986 A CS 631986A CS 266157 B1 CS266157 B1 CS 266157B1
- Authority
- CS
- Czechoslovakia
- Prior art keywords
- carbide
- steel
- particle size
- carbide phase
- concentration
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 48
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 48
- 230000015556 catabolic process Effects 0.000 title claims abstract description 20
- 238000006731 degradation reaction Methods 0.000 title claims abstract description 20
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 17
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims abstract description 50
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 37
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims abstract description 37
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 26
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 26
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 claims abstract description 17
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims abstract description 10
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 claims abstract description 8
- 238000002050 diffraction method Methods 0.000 claims abstract description 5
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 18
- 230000007774 longterm Effects 0.000 claims description 17
- 230000004913 activation Effects 0.000 claims description 13
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 claims description 4
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 claims description 4
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims description 3
- 239000000155 melt Substances 0.000 claims description 3
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 claims description 3
- 238000002955 isolation Methods 0.000 claims 1
- 238000005303 weighing Methods 0.000 claims 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 7
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 6
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 4
- 230000008569 process Effects 0.000 description 3
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 2
- 230000008859 change Effects 0.000 description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 2
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 2
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 2
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 2
- INZDTEICWPZYJM-UHFFFAOYSA-N 1-(chloromethyl)-4-[4-(chloromethyl)phenyl]benzene Chemical compound C1=CC(CCl)=CC=C1C1=CC=C(CCl)C=C1 INZDTEICWPZYJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- DGAQECJNVWCQMB-PUAWFVPOSA-M Ilexoside XXIX Chemical compound C[C@@H]1CC[C@@]2(CC[C@@]3(C(=CC[C@H]4[C@]3(CC[C@@H]5[C@@]4(CC[C@@H](C5(C)C)OS(=O)(=O)[O-])C)C)[C@@H]2[C@]1(C)O)C)C(=O)O[C@H]6[C@@H]([C@H]([C@@H]([C@H](O6)CO)O)O)O.[Na+] DGAQECJNVWCQMB-PUAWFVPOSA-M 0.000 description 1
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 238000003889 chemical engineering Methods 0.000 description 1
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 1
- 239000013256 coordination polymer Substances 0.000 description 1
- 230000001419 dependent effect Effects 0.000 description 1
- 230000005611 electricity Effects 0.000 description 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 1
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 1
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 1
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 1
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 1
- 239000011734 sodium Substances 0.000 description 1
- 229910052708 sodium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000006467 substitution reaction Methods 0.000 description 1
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 1
Landscapes
- Investigating And Analyzing Materials By Characteristic Methods (AREA)
Abstract
Řešení se týká způsobu stanovení relativní rychlosti degradace mechanických vlastností precipitačně zpevněných ocelí přímo úměrně růstu střední velikosti částic karbidické fáze v závislosti na teplotě. Podstata spočívá v tom, že se nejprve stanoví rychlost růstu střední velikosti částic karbidické fáze při libovolné teplotě z intervalu provozních teplot oceli, provede se chemická izolace karbidické fáze a stanoví její podíl v oceli, poté se difrakční analýzou určí typ karbidické fáze, stechiometrické koeficienty a karbidotvorný kov, chemickou analýzou se určí koncentrace karbidotvorného kovu v oceli, podíl karbidotvorného kovu v izolátu a jeho koncentrace v tuhém roztoku, jakož i koncentrace uhlíku v tuhém roztoku. Poté se stanoví rychlost růstu střední velikosti částic pro určitou teplotu.The present invention relates to a method for determining relative degradation rate of mechanical properties precipitation-hardened steels directly growth of the average particle size carbide phase depending on temperature. The essence lies in that the speed is first determined growth of the average particle size carbide phase at any temperature from the interval operating temperature of the steel, chemical isolating the carbide phase and fixing it fraction in steel, then by diffraction analysis determine the type of carbide phase, stoichiometric coefficients and carbide forming metal, chemical the concentration of carbide forming is determined by analysis metal in steel, the proportion of carbide forming metal in the isolate and its concentration in the solid solution, as well as the carbon concentration in the solid solution. The growth rate is then determined average particle size for a particular temperature.
Description
Vynález se týká způsobu stanovení relativní rychlosti degradace mechanických vlastností precipitačně zpevněných ocelí v závislosti na teplotě, přímo úměrné růstu střední velikosti částic karbidické fáze.The invention relates to a process for determining the relative rate of degradation of the mechanical properties of precipitation-strengthened steels as a function of temperature, directly proportional to the growth of the mean particle size of the carbide phase.
Při použití ocelí při zvýšených teplotách dochází ke ztrátě plasticity, houževnatosti a k růnlu jejich křehkosti. Nrjvýznamnějňím důvodem ke změně těchto materiálových vlastností a tím ke zhoi?u*nl užitných pa i. aino t i ů, Je růst stíední velikosti částic pi culpl Lačně zpevňující karbidické fáze, neboř tento růst je spojen se zmenšováním počtu částic, zvětšováním jejich střední vzdálenosti, a tím se snížením pevnostních vlastností. Nejprokazatelněji se zvětšení vzdálenosti částic 1 projeví na snížení precipitačního zpevnění 6^, a to ve zjednodušení podle vztahu 6 = k^/1, ^de k^ je konstanta úměrnosti. Vzájemná střední vzdálenost Částic 1 je dána množstvím částic v jednotce objemu a středním poloměrem Částic r podle zjednodušeného vztahu 1 = (2N r)^2, Jestliže se uváží, že při zhrubnutí karbidické * —3 fáze, kdy střední poloměr roste na úkor zmenšujících se malých částic, platí Nv =k2r , kde k2 je konstanta úměrnosti, pak vzájemným dosazením lze prokázat, že příspěvek precipitačního zpevnění, jež tvoří v případě precipitačně zpevněných ocelí významnou část meze kluzu, je nepřímo úměrný střední velikosti částice r podle vztahu 5^ = k2 Vžkg/r. Snižování pevnostních vlastností i dalších mechanických vlastností v souvislosti s růstem střední velikosti částic precipitačně zpevňující karbidické fáze bylo již mnohokráte prokázáno. Rychlost růstu střední velikosti karbidů a tedy zprostředkovaně i relativní rychlost degradace mechanických vlastností je závislá především na typu karbidické fáze, na difuzní rychlosti a koncentraci karbidotvorného kovu precipitačně zpevňující karbidické fáze a na koncentraci uhlíku v oceli.When steels are used at elevated temperatures, there is a loss of plasticity, toughness and a degree of brittleness. The most important reason for the change of these material properties and thus for the reduction of useful parameters, is the increase of the mean particle size during the fastening carbide phase, because this growth is associated with reducing the number of particles, increasing their mean distance, and thereby reducing the strength properties. Most demonstrably, the increase in the distance of the particles 1 has the effect of reducing the precipitation hardening 6, in a simplification according to the relation 6 = k ^ / 1, ^ k k is the proportionality constant. The mutual mean distance of the Particles 1 is given by the number of particles in a unit volume and the mean radius of the Particles r according to the simplified relation 1 = (2N r) ^ 2, If it is considered that small particles, N v = k 2 r, where k 2 is the proportionality constant, then by mutual substitution it can be shown that the contribution of precipitation hardening, which in the case of precipitation hardened steels forms a significant part of the yield strength, is inversely proportional to the mean particle size r 5 ^ = k 2 Vžkg / r. The reduction of strength properties and other mechanical properties in connection with the growth of the mean particle size of the precipitation-strengthening carbide phase has been proven many times. The growth rate of the mean size of carbides and thus indirectly the relative rate of degradation of mechanical properties depends mainly on the type of carbide phase, on the diffusion rate and concentration of the carbide-forming metal of the precipitating carbide phase and on the carbon concentration in the steel.
Dosavadní praxe při stanovování rychlosti růstu střední velikosti karbidických částic při rozdílných teplotách a tím i relativní rychlost degradace mechanických vlastností je založena na rozsáhlém opakovaném proměřování částic před a po dlouhodobém žíhání minimálně. při dvou teplotách Tg a T2, přičemž pro zvýšení přesnosti je toto proměřování částic včetně dlouhodobého žíhání zapotřebí provést pro větší počet teplot. Rychlost růstu střední velikosti částic a tím i relativní rychlost degradace mechanických vlastností pro libovolnou teplotu Τχ se stanoví podle.vz rychlost růstu střední velikosti částic při livobolné teplotě Τχ rychlost růstu střední velikosti částic při teplotě dlouhodobého žíhání Tj teplota dlouhodobého žíhání libovolná zvolená teplota, pro níž je stanovována relativní rychlost degradace kde i je řiThe current practice in determining the growth rate of the mean size of carbide particles at different temperatures and thus the relative rate of degradation of mechanical properties is based on extensive repeated measurements of particles before and after long-term annealing minimally. at two temperatures Tg and T 2 , and in order to increase the accuracy, this measurement of particles, including long-term annealing, needs to be performed for a larger number of temperatures. The growth rate of the mean particle size and thus the relative rate of degradation of mechanical properties for any temperature Τ χ is determined according to.vz growth rate of the mean particle size at any temperature Τ χ growth rate of the mean particle size at long-term annealing for which the relative rate of degradation is determined where i is ř i
Tg jeTg is
Τχ je mechanických vlastnostíΧ χ is the mechanical properties
-3 -1-3 -1
R je plynová konstanta 8,314.10 kJ mol Qef efektivní aktivační energie rychlosti růstu střední velikosti částic kde pro Qg^ platí vztah kde Q ef QefR is the gas constant 8,314.10 kJ mol Q ef of the effective activation energy of the growth rate of the mean particle size where for Q g ^ the relation where Q ef Q ef holds
R Tg T2 (T2 - T ) 2 in^je efektivní aktivační energie rychlosti růstu velikosti částicR Tg T 2 (T 2 - T) 2 in ^ is the effective activation energy of the particle size growth rate
CS 266 157 Bl . -3 — 1CS 266 157 Bl. -3 - 1
R ]e plynová konstanta 8,314.10 kJ molR] e gas constant 8,314.10 kJ mol
Tj je jedna teplota dlouhodobého žíhání 'I’2 je druhá teplota dlouhodobého žíhání ř2 je rychlost růstu střední velikosti částic při teplotě dlouhodobého žíhání T2 ř| je rychlost růstu střední velikosti částic při teplotě dlouhodobého žíháníTj is one long-term annealing temperature 'I' 2 is the second long-term annealing temperature ø 2 is the growth rate of the mean particle size at long-term annealing temperature T 2 ø | is the growth rate of the mean particle size at long - term annealing temperature
Nevýhodou tohoto postupu je zejména nezbytnost měření velikosti částic před a po dlouhodobém žíhání pro dvě a více teplot, což je velmi pracné a časově náročné. Navíc dlouhodobé žíhání při dvou a více teplotách je náročné na elektrickou energii a obsluhu zařízení. Dosavadní způsob nerespektuje skutečnost, že rychlost růstu střední velikosti částic je významně závislá na koncentraci karbidotvorného kovu a uhlíku v oceli, neboli teplotní závislost rychlosti růstu stanovena dosavadním způsobem vyhovuje pouze pro jednu studovanou tavbu daného chemického složení a pro jiné tavby téhož typu oceli i s nepatrně změněnou koncentrací uhlíku a karbidotvorného kovu precipitačně zpevňující karbidické fáze tato teplotní závislost nevyhovuje a musí se stanovit znovu. Další nevýhodou je, že dosavadní způsob je téměř nepoužitelný pro případ, kdy při provozním využívání oceli dochází ke změně koncentrace uhlíku nebo karbidotvorného kovu v této oceli.The disadvantage of this procedure is in particular the need to measure the particle size before and after long-term annealing for two or more temperatures, which is very laborious and time consuming. In addition, long-term annealing at two or more temperatures is demanding on electricity and equipment operation. The current method does not respect the fact that the growth rate of the mean particle size is significantly dependent on the concentration of carbide-forming metal and carbon in steel, ie the temperature dependence of the growth rate determined by the previous method is suitable only for the concentration of carbon and carbide-forming metal of the precipitation-strengthening carbide phase does not satisfy this temperature dependence and must be determined again. Another disadvantage is that the current method is almost unusable in the case where the concentration of carbon or carbide-forming metal in this steel changes during the operational use of the steel.
Uvedené nevýhody odstraňuje způsob stanovení relativní rychlosti degradace mechanických vlastností precipitačně zpevněných ocelí v závislosti na teplotě, přímo úměrné růstu střední velikosti částic karbidické fáze, podle vynálezu. Podstata vynálezu spočívá v tom, že se nejprve stanoví rychlost růstu střední velikosti částic dané precipitačně zpevňující karbidické fáze, a to pouze pro jednu teplotu Tp jež se volí v intervalu provozních teplot dané oceli s respektováním charakteru karbidické reakce, která se uplatňuje při hrubnutí této fáze při provozním použití. Dále se provede chemická izolace karbidické fáze oceli a vážením stanoví její podíl v oceli. Difrakční analýzou se určí typ precipitačně zpevňující fáze, stechiometrické koeficienty^ a a karbidotvorný kov, čímž i jeho molekulová hmotnost M^. Chemickou analýzou oceli se určí celková koncentrace karbidotvorného kovu v oceli C^. Mimoto se chemickou analýzou izolátu stanoví podíl daného karbidotvorného kovu v izolátu a odečtením odpovídající koncentrace daného kovu v izolátu od celkové koncentrace tohoto kovu v oceli se stanoví jeho koncentrace v tuhém roztoku CM· Z této hodnoty CM se pomocí známé hodnoty součinu rozpustnosti stanoví koncentrace uhlíku v tuhém roztoku, která pak v součtu s koncentrací uhlíku v dané precipitačně zpevňující fázi vstupuje do závěrečného vztahu pro aktivační energii jako součtová koncentrace uhlíku Cc· Poté se podle vztahu střední velikosti částic při teplotě Τχ střední velikosti částic při libovolné teplotě dlouhodobého kde i je rychlost růstu řj je rychlost růstu žíhání Tj z intervalu provozních teplot f je efektivní aktivační energie rychlosti růstu střední velikosti částicThe method of determining the relative rate of degradation of the mechanical properties of precipitation hardened steels as a function of temperature, directly proportional to the increase in the mean particle size of the carbide phase, according to the invention eliminates these disadvantages. The essence of the invention is to first determine the growth rate of the mean particle size of a given precipitation-strengthening carbide phase, only for one temperature Tp selected in the range of operating temperatures of the steel while respecting the nature of the carbide reaction during operational use. Next, the carbide phase of the steel is chemically isolated and weighed in steel. Diffraction analysis determines the type of precipitation-strengthening phase, the stoichiometric coefficients ^ and the carbide-forming metal, and thus its molecular weight M ^. The total concentration of carbide-forming metal in the steel is determined by chemical analysis of the steel. Furthermore, the chemical analysis of isolates establishes the proportion of the carbide-forming metal in an isolate, and subtracting the corresponding concentration of the metal in an isolate from the total concentration of this metal in the steel down its concentration in the solid solution C F · From this value C M using known values of solubility product concentration determined atoms in solid solution, which is then the sum of the carbon concentrations in the precipitation-strengthening phase enters into closing relation to the activation energy as a sum carbon concentration C c · then, according to the relationship a mean particle size at Τ χ mean particle size at any temperature long where i is the growth rate øj is the growth rate of annealing Tj from the operating temperature range f is the effective activation energy of the growth rate of the mean particle size
Tj je teplota dlouhodobého žíhání v intervalu provozních teplotThat is, the long-term annealing temperature is in the operating temperature range
Τχ je libovolná teplota z intervalu provozních teplot, pro níž je stapovována relativní rychlost degradace mechanických vlastnostíΤ χ is any temperature from the range of operating temperatures for which the relative rate of degradation of mechanical properties is stapled
-3 -1 '-3 -1 '
R je plynová konstanta 8,314.10 kJ molR is the gas constant 8,314.10 kJ mol
CS 266 157 Bl určí rychlost růstu střední velikosti částic ΐχ pro libovolnou teplotu T , přičemž pro efektivní aktivační energii rychlosti růstu střední velikosti částic platíCS 266 157 B1 determines the growth rate of the mean particle size ΐ χ for any temperature T, the effective activation energy of the growth rate of the mean particle size being
kde Q f je efektivní aktivační energie rychlosti růstu střední velikosti částicwhere Q f is the effective activation energy of the mean particle size growth rate
Qd je známá hodnota aktivační energie difúze karbidotvorného kovu dané karbidické fázeQ d is the known value of the activation energy of the diffusion of the carbide-forming metal of a given carbide phase
P je známá hodnota rovnovážného součinu rozpustnosti dané karbidické fáze je známá hodnota entalpie tvorby dané karbidické fáze z tuhého roztoku hodnocené oceli •yj, je stechiometrický koeficient uhlíku dané karbidické fázeP is the known value of the equilibrium product of the solubility of the given carbide phase is the known value of the enthalpy of formation of the given carbide phase from the solid solution of the evaluated steel • yj, is the stoichiometric carbon coefficient of the given carbide phase
Q ) je symbol pro binomické koeficientyQ) is a symbol for binomial coefficients
Je stechiometrický koeficient karbidotvorného kovu dané karbidické fázeJ e stoichiometric coefficient of the carbide-forming metal carbide phase
Mc je molekulová hmotnost uhlíkuM c is the molecular weight of carbon
M.. je molekulová hmotnost karbidotvorného kovu dané karbidické fáze MM .. is the molecular weight of the carbide-forming metal of a given carbide phase M
C„ je koncentrace karbidotvorného kovu v tuhém roztoku hodnocené oceli MC „is the concentration of carbide-forming metal in the solid solution of the evaluated steel M
C?ie součet koncentrace kovu v tuhém roztoku a kovu v dané karbidické fázi M je součet koncentrace uhlíku v tuhém roztoku á v dané karbidické fázi i je přirozené číslo vzrůstající od 0 až po horní hraniciC is the sum of the concentration of metal in solid solution and metal in a given carbide phase M is the sum of carbon concentration in solid solution and in a given carbide phase i is a natural number increasing from 0 to the upper limit
Pro skupinu taveb téhož typu oceli s rozdílnými koncentracemi karbidotvorného kovu precipitačně zpevňující karbidické fáze a uhlíku se stanoví jak výchozí hodnota rychlosti růstu střední velikosti částic tak difrakční analýza izolátu pouze pro jedinou tavbu z této skupiny.For a group of melts of the same type of steel with different concentrations of carbide-forming metal precipitating carbide phase and carbon, both the initial value of the mean particle size growth rate and the diffraction analysis of the isolate are determined for only one melt from this group.
K výhodám způsobu stanovení relativní rychlosti degradace mechanických vlastností precipitačně zpevněných ocelí podle vynálezu pro libovolnou teplotu patří podstatně menší pracnost při vyhodnocování velikosti částic, úspora energie, neboť postačí jediné dlouhodobé žíhání při jadiné teplotě. Další významná přednost způsobu dle vynálezu spočívá v možnosti stanovit rychlost rustu středních velikostí částic nejen pro různé teploty, ale i pro tavby sice téhož typu oceli, avšak s rozdílnými koncentracemi uhlíku a karbidotvorného kovu dané precipitačně zpevňující karbidické fáze. V takovém případě postačí pomocí chemické analýzy stanovit koncentraci uhlíku a karbidotvorného kovu precipitačně zpevňující karbidické fáze v oceli a v dané fázi. Způsob dle vynálezu s výhodou použít . i pro případy, kdy ke změně koncentrace uhlíku a karbidotvorného kovu dochází v průběhu pracovního využívání oceli, což jinými způsoby nelze provést. Ke změně koncentrace těchto prvků může dojít zejména působením okolního pracovního prostředí jako například v tekutém sodíku. Způsob i ve velmi zjednodušeném provedení poskytuje citlivě obraz o relativní rychlosti degradace mechanických vlastností ocelí při rozdílných pracovních teplotách.The advantages of the method for determining the relative rate of degradation of the mechanical properties of precipitation hardened steels according to the invention for any temperature include substantially less laboriousness in evaluating particle size, energy savings, since a single long-term annealing at core temperature is sufficient. Another important advantage of the process according to the invention lies in the possibility of determining the growth rate of medium particle sizes not only for different temperatures but also for melts of the same type of steel, but with different concentrations of carbon and carbide-forming metal of a given precipitation hardening carbide phase. In such a case, it is sufficient to determine by chemical analysis the concentration of carbon and carbide-forming metal of the precipitation-strengthening carbide phase in the steel and in the given phase. The method according to the invention is preferably used. even for cases where the concentration of carbon and carbide-forming metal changes during the working use of steel, which cannot be done in other ways. The concentration of these elements can be changed in particular by the action of the surrounding working environment, such as in liquid sodium. The method, even in a very simplified embodiment, sensitively provides an image of the relative rate of degradation of the mechanical properties of steels at different operating temperatures.
Dále uvádíme konkrétně příklad provedení způsobu dle vynálezu.The following is a specific example of an embodiment of the method according to the invention.
CS 266 157 BlCS 266 157 Bl
Ocel obsahující v hmotnostním množství 0,13 % uhlíku, 0,59 % manganu, 0,29 % křemíku, 0,017 % fosforu, 0,029 % síry, 0,65 % chrómu, 0,53 % molybdenu, 0,33 % vanadu, 0,02 % niobu a zbytek železo byla po provozním tepelném zpracování ve výchozím stavu krátkodobé žíhána 100 hodin při teplotě 650 °C. V tomto stavu vzorku oceli byly proměřeny velikosti částic vyskytující no procipitačně zpevňující karbidirké fázn, a to karbidu vanadu typu <i .ii Ickym pi ůmA t ován ím byla stanovena stíední velikost částic před dlouhodobým žíháním. Poté byl vzorek - z praktických důvodů uchování dokladu o karbidické fázi před dlouhodobým žíháním jen část vzorku, nebo jiný vzorek téže tavby, téhož chemického složení a po stejném tepelném zpracování - dlouhodobě žíhán při teplotě shodné s teplotou krátkodobého žíhání, to jest 650 °C po dobu 2 000 hodin. Obdobně jako u vzorku před dlouhodobým žíháním byly poté proměřeny velikosti částic a stanovena jejich střední velikost. Z takto získaných dvou středních velikostí částic byla určena rychlost růstu střední velikosti částic karbidické fáze dané oceli při teplotě 650 °C, a to řggg °c “ 0,003 nm h Dále bylo rentgenografickou analýzou potvrzeno, že se jedná o karbidickou fázi čímž byly dány následující hodnoty. Stechiometrické koeficienty se rovnají = 4,^= 3, molekulové hmotnosti jsou = 51, Mc = 12, entalpie tvorby dané karbidické fáze “ 539,736 kJ mol \ Rovnovážný součin rozpustnosti pro danou karbidickou fázi činí podle literatury a experimeno -14 tálního ověření pro teplotu 650 C P = 2,62.10 a aktivační energie difúze vanadu = 259,2 kJ mol . Z chemické analýzy oceli a izolátu z této oceli ze vzorku před dlouhodobým žíháním byly získány tyto výsledky a závěry. Koncentrace vanadu v oceli je = 0,33 hmotnostních %, koncentrace vanadu v dané karbidické fázi je 0,30 hmotnostních %. Toto množství vanadu váže v karbidické fázi 0,052 9 hmotnostních % uhlíku a koncentrace vanadu v tuhém roztoku této oceli je = 0,33 - 0,30 = 0,03 hmotnostních %. Jelikož pro rovnovážný součin rozpustnosti dané fáze platí P = CM 4.CC 3, pak z toho vyplývá, že koncentrace uhlíku v tuhém roztoku této oceli v daném stavu je = 3,18.10 3 hmotnostních %. Součet koncentrace -2 -3 uhlíku v dané karbidické fázi a v tuhém roztoku této oceli je Cr « 5,29.10 + 3,18.10 ~ = 5,6.10 hmotnostních %, ostatní uhlík je obsažen v jiných fázích a na růst dané precipitačně zpevňující fáze nemá významný vliv. Binomický koeficient pro i = 0 je roven 1, 3 3 3 U pro i = 1 je (p roven 3, pro i = 2 je (2) roven 3 a pro i = 3 je (3) roven 1. S uplatněním uvedených hodnot a vztahu (2) se určí hodnota efektivní aktivační energie střední velikosti . karbidické fáze Q f = 324,5 kJ mol-1. Rychlost růstu střední velikosti částice dané precipitačně zpevňující karbidické fáze při libovolné teplotě z intervalu provozních teplot této oceli T , a tím i relativní rychlost degradace mechanických vlastností se stanoví podle vztahu (1).Steel containing by weight 0,13% of carbon, 0,59% of manganese, 0,29% of silicon, 0,017% of phosphorus, 0,029% of sulfur, 0,65% of chromium, 0,53% of molybdenum, 0,33% of vanadium, 0 .02% niobium and the remainder iron were annealed for a short time at 650 ° C for 100 hours after the initial heat treatment in the initial state. In this state of the steel sample, the particle sizes occurring but in the principle of solidifying the carbide phase were measured, namely the vanadium carbide type <i .ii. Then, for practical reasons of preserving the carbide phase evidence before long-term annealing, only a part of the sample, or another sample of the same melt, of the same chemical composition and after the same heat treatment, was annealed for long periods at the same temperature as the short-term annealing temperature, ie 650 ° C after for 2,000 hours. Similar to the sample before long-term annealing, the particle sizes were then measured and their mean size. From the thus obtained two mean particle size was determined by growth rate mean particle size of carbide phases of the steel at a temperature of 650 ° C and řggg ° C "0.003 nm h was further radiographic analysis confirmed that this is a carbidic phase, which have been given the following values . The stoichiometric coefficients are equal to = 4, ^ = 3, the molecular weights are = 51, M c = 12, the enthalpy of formation of a given carbide phase is 539.736 kJ mol. The equilibrium solubility product for a given carbide phase is 650 CP = 2.62.10 and vanadium diffusion activation energy = 259.2 kJ mol. The following results and conclusions were obtained from the chemical analysis of steel and an isolate of this steel from a sample before long-term annealing. The vanadium concentration in the steel is = 0.33% by weight, the vanadium concentration in the given carbide phase is 0.30% by weight. This amount of vanadium binds 0.052% by weight of carbon in the carbide phase and the concentration of vanadium in the solid solution of this steel is = 0.33-0.30 = 0.03% by weight. Since P = C M 4 .C C 3 applies to the equilibrium solubility product of a given phase, it follows that the carbon concentration in the solid solution of this steel in the given state is = 3.18.10 3 wt.%. The sum of the concentration of -2 -3 carbon in the given carbide phase and in the solid solution of this steel is C r «5,29.10 + 3,18.10 ~ = 5,6.10 wt.%, The other carbon is contained in other phases and for the growth of the given precipitation-strengthening phase has no significant effect. The binomial coefficient for i = 0 is equal to 1, 3 3 3 U for i = 1 is (p is equal to 3, for i = 2 is ( 2 ) is equal to 3 and for i = 3 ( 3 ) is equal to 1. Using the given values and the relation (2), the value of the effective activation energy of the mean size of the carbide phase Q f = 324.5 kJ mol -1 is determined . also the relative rate of degradation of mechanical properties is determined according to Equation (1).
a) Pro případ Τχ = 700 °C a řg50°c = 0<003 nm h-1, jak bylo stanoveno, ř700oc = = 0,026 '3 nm h’1 a) For the case Τ χ = 700 ° C and øg 50 ° c = 0 <003 nm h -1 , as determined, ø 700 o c = = 0.026 '3 nm h' 1
b) Pro případ Τχ =600 °C a ř Ř50 oc = 0,003 nm h-1, jak bylo stanoveno, ř 6θθ oc = = 0,000 3 nm h-1 .b) For the case Τ χ = 600 ° C and ø Ø50 o c = 0.003 nm h -1 , as determined, ø 6 θθ o c = = 0.000 3 nm h -1 .
Rychlosti růstu střední velikosti částic pro obě teploty stanovené způsobem podle vynálezu nevykazují rozdílu proti hodnotám určeným experimentálně. Relativní rychlost degradace mechanických vlastností při teplotě 700 °C vzhledem k rychlosti degradace při teplotě 650 °C je 8,76, relativní rychlost degradace mechanických vlastností při teplotě 600 °C vzhledem k rychlosti degradace při teplotě 650 °C je 0,1.The growth rates of the mean particle size for both temperatures determined by the process according to the invention do not differ from the values determined experimentally. The relative rate of degradation of mechanical properties at 700 ° C relative to the rate of degradation at 650 ° C is 8.76, the relative rate of degradation of mechanical properties at 600 ° C relative to the rate of degradation at 650 ° C is 0.1.
Široké použití způsobu stanovení relativní rychlosti degradace mechanických vlastností precipitačně zpevněných ocelí podle vynálezu je v energetickém a chemickém strojírenství, při vývoji ocelí, predikci dlouhodobých vlastností, zejména pak v případech, kdy dochází ke změně koncentrace uhlíku a krabidotvorných kovů. .The wide use of the method for determining the relative rate of degradation of mechanical properties of precipitation hardened steels according to the invention is in energy and chemical engineering, in steel development, prediction of long-term properties, especially in cases where carbon and crab-forming metals change. .
Claims (2)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CS866319A CS266157B1 (en) | 1986-09-01 | 1986-09-01 | Method of precipitation-hardened steels' mechanical properties' degradation relative speed determination |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CS866319A CS266157B1 (en) | 1986-09-01 | 1986-09-01 | Method of precipitation-hardened steels' mechanical properties' degradation relative speed determination |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CS631986A1 CS631986A1 (en) | 1989-04-14 |
| CS266157B1 true CS266157B1 (en) | 1989-12-13 |
Family
ID=5409963
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CS866319A CS266157B1 (en) | 1986-09-01 | 1986-09-01 | Method of precipitation-hardened steels' mechanical properties' degradation relative speed determination |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CS (1) | CS266157B1 (en) |
-
1986
- 1986-09-01 CS CS866319A patent/CS266157B1/en unknown
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CS631986A1 (en) | 1989-04-14 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Smith et al. | Carburization kinetics of heat-resistant steels | |
| Mulford et al. | Temper embrittlement of Ni-Cr steels by phosphorus | |
| Imbert et al. | Hot workability of three grades of tool steel | |
| Hartmann et al. | Studies of μ+ Localization in Cu, Al, and Al Alloys in the Temperature Interval 0.03-100 K | |
| Polcik et al. | On the microstructural development of the tempered martensitic Cr-steel P 91 during long-term creep—a comparison of data | |
| Ifergane et al. | Hydrogen diffusivity and trapping in custom 465 stainless steel | |
| Simoneau et al. | Progress of NbCN precipitation in HSLA steels as determined by electrical resistivity measurements | |
| Robino et al. | Heat treatment of investment cast PH 13-8 Mo stainless steel: Part II. Isothermal aging kinetics | |
| Afrouz et al. | Microstructural examination of 1Cr-O-5Mo steel during creep | |
| Wu et al. | An Auger electron spectroscopy study of phosphorus and molybdenum grain boundary segregation in a 2.25 Cr1Mo steel | |
| Smith et al. | The role of Mn in the temper embrittlement of a 3.5 Ni-Cr-Mo-V steel | |
| Viswanathan | Effect of stress and temperature on the creep and rupture behavior of a 1.25 Pct chromium—0.5 Pct molybdenum steel | |
| Mitchell et al. | A quantitative X-ray diffraction and analytical electron microscopy study of service-exposed 2.25 Cr–1Mo steels | |
| CS266157B1 (en) | Method of precipitation-hardened steels' mechanical properties' degradation relative speed determination | |
| Tan et al. | Experimental investigation of in-plane constraint and out-of-plane constraint effects on creep crack growth | |
| Leitnaker et al. | The composition of eta carbide in hastelloy N after aging 10,000 h at 815° C | |
| Norton et al. | Factors affecting the high‐temperature carburisation behaviour of chromium‐nickel alloys in gaseous environments | |
| Voss Jr et al. | Lanthanide (III) complexes of amide derivatives of DOTA exhibit an unusual variation in stability across the lanthanide series | |
| Marinelli et al. | The γ↔ α′ martensitic transformation in Fe-Mn and Fe-Mn-Co alloys: experiments, thermodynamic analysis and systematics of driving forces | |
| Pillai et al. | Carbon potential and carbide equilibrium in 18/8 austenitic steels | |
| Bandi et al. | Determination of non-metallic compounds in steel—I: Application of differential thermal analysis-effluent gas analysis | |
| Rizov | Some results from the investigation of effects of heat treatment on properties of ni-hard cast irons | |
| Titran et al. | Long-time creep behavior of the niobium alloy C-103 | |
| Singh et al. | Resisting stress of a low alloy ferritic steel after creep exposure in service | |
| Hutchings et al. | The effect of prior mechanical deformation on hydrogen transport through 13% chromium martensitic stainless steel |