RU2081188C1

RU2081188C1 - Method of treatment of ageing austenitic steels

Info

Publication number: RU2081188C1
Application number: RU94010450A
Authority: RU
Inventors: А.И. Уваров; В.И. Зельдович; О.С. Ринкевич; А.А. Дерибас
Original assignee: Институт физики металлов Уральского отделения РАН
Priority date: 1994-03-25
Filing date: 1994-03-25
Publication date: 1997-06-10

Abstract

FIELD: heat treatment of metals and alloys; applicable in mechanical engineering and other industries which are consumers of high-strength austenitic steels. SUBSTANCE: austenitic steel containing, mas.%: carbon 0.43; manganese 18.3; chromium 3.5; vanadium 1.2; the balance, iron, is heated up to 1100 C and hardened in water. Then, steel is heated up to 650 C, held at this temperature for 6 h, and treated with blast shock wave. EFFECT: higher efficiency.

Description

Изобретение относится к области термической обработки металлов и сплавов и может быть использовано в машиностроительной и других областях промышленности, которые являются потребителями высокопрочных аустенитных сталей. The invention relates to the field of heat treatment of metals and alloys and can be used in engineering and other industries that are consumers of high-strength austenitic steels.

Известны способы упрочнения сталей с использованием в качестве упрочняющей обработки энергии взрыва /1,2/. Known methods of hardening steels using as hardening processing of explosion energy / 1,2 /.

Эти известные способы упрочнения с использованием энергии взрыва можно применять к любым конструкционным сталям. В качестве ближайшего аналога выбран известный способ упрочнения /3/. В способе аустенитную сталь 55Х4Г18 упрочняли косой ударной волной с амплитудой А=15,0±0,5 ГПа. Этот метод наиболее близок к предлагаемому по технической сущности: использовалась как аустенитная сталь близкого состава, так и аналогичный способ возбуждения косых ударных волн и с той же амплитудой. These known methods of hardening using explosion energy can be applied to any structural steels. As the closest analogue, the known method of hardening / 3 / is selected. In the method, 55X4G18 austenitic steel was strengthened by an oblique shock wave with an amplitude of A = 15.0 ± 0.5 GPa. This method is closest to the one proposed in terms of technical nature: both austenitic steel of close composition and a similar method of exciting oblique shock waves with the same amplitude were used.

Однако этот известный способ упрочнения не обеспечивает получения достаточно высокого уровня предела текучести. Это связано с тем, что в известном способе не использованы факторы, которые можно использовать для дополнительного упрочнения материалов. However, this known method of hardening does not provide a sufficiently high level of yield strength. This is due to the fact that the known method does not use factors that can be used for additional hardening of materials.

Техническим результатом изобретения является повышение предела текучести стали. The technical result of the invention is to increase the yield strength of steel.

Технический результат достигается тем, что в известном способе упрочнения аустенитных сталей, включающем нагрев до 1100^oC, закалку с этой температуры и обработку косыми ударными волнами, перед этой обработкой проводят предварительный нагрев образцов до температур 600-650^oC с изометрической выдержкой в течение 5-6 часов. Благодаря этому предварительному отпуску в аустенитных зернах наблюдается выделение дисперсных частиц, которые имеют прочность более высокую, чем аустенит. Частицы равномерно распределяются внутри зерен аустенита и упрочняют сталь. Под действием ударных волн повышается плотность дислокации в аустените. При движении в аустените дислокации взаимодействуют с частицами и закрепляются ими, что также повышает прочность. Оптимальные условия распада пересыщенного твердого раствора позволяет получить высокую прочность без нарушения сплошности материала. Уменьшение температуры нагрева ниже нижнего предела заявляемого интервала оптимальных температур 600-650^oC уменьшает прочность из-за недостаточного количества частиц, а увеличение температуры выше верхнего предела приводит к укреплению частиц и неравномерному их выделению. Последний процесс снижает прочность и пластичность стали. Следовательно, повышение прочностных свойств благодаря предлагаемому методу обработки по сравнению с известным происходит за счет двух факторов: 1) закрепления дислокаций, возникающих при прохождении по материалу ударной детонационной волны, частицами новой фазы; 2) наличия дисперсных частиц новой фазы. При этом необходимо отметить, что нагрев стали до оптимальных температур заявляемого интервала осуществленный не до, а после воздействия на твердый раствор ударной волной, не дает повышения предела текучести. Это связано с тем, что дислокации, возникающие в аустените в результате воздействия ударных волн, будут аннигилировать при последующем нагреве. Сведений об использовании распада пересыщенного твердого раствора γ фазы, проведенного до воздействия ударной волны с целью повышения предела текучести, в литературе не обнаружено.The technical result is achieved by the fact that in the known method of hardening austenitic steels, including heating to 1100 ^o C, quenching from this temperature and processing oblique shock waves, before this treatment, the samples are pre-heated to temperatures of 600-650 ^o C with isometric exposure for 5 -6 hours. Due to this preliminary tempering in austenitic grains, the dispersion of particles that have a strength higher than austenite is observed. Particles are evenly distributed inside austenite grains and harden steel. Under the influence of shock waves, the dislocation density in austenite increases. When moving in austenite, dislocations interact with particles and are fixed by them, which also increases strength. The optimal decomposition conditions of the supersaturated solid solution allows to obtain high strength without violating the material continuity. A decrease in the heating temperature below the lower limit of the claimed range of optimal temperatures 600-650 ^o C reduces the strength due to the insufficient number of particles, and an increase in temperature above the upper limit leads to the strengthening of the particles and their uneven release. The latter process reduces the strength and ductility of steel. Therefore, the increase in strength properties due to the proposed processing method compared to the known one occurs due to two factors: 1) the fixing of the dislocations that occur when the shock detonation wave passes through the material with particles of a new phase; 2) the presence of dispersed particles of a new phase. It should be noted that heating of steel to optimal temperatures of the claimed interval was not carried out before, but after exposure to a solid solution by a shock wave, does not increase the yield strength. This is due to the fact that dislocations arising in austenite as a result of the action of shock waves will annihilate upon subsequent heating. Information on the use of the decomposition of a supersaturated γ phase solid solution, carried out before the shock wave in order to increase the yield strength, was not found in the literature.

Пример. В качестве материала, упрочненного известным и предлагаемым методами, использовались сталь следующего состава, мас. 0,43 C, 18,3 Мп, 3,5 Cz, 1,2 V, остальное железо). Эта сталь является характерной для аустенитных сталей, которые после закалки представляют собой пересыщенный твердый раствор. Повышение предела текучести с помощью предлагаемого метода доказывает принципиальную возможность улучшения прочности аустенитных сталей, легированных карбидообразующими элементами. Слиток указанной стали выплавляли в открытой индукционной печи, проковывали на прутки в интервале 1200-1100^oC и охлаждали на воздухе. Далее прутки разрезали на заготовки, нагревали их до 1100^oC, проводили изометрическую выдержку в течение двух часов и закаливали в воде. Из заготовок получали шлифованные пластины размером 95•45•7,5 мм. Пластины помещали в специальное устройство, где обрабатывали их косыми ударными волнами, создаваемыми скользящей детонационной волной контактных зарядов. Ударные волны с амплитудой A=15,0±0,5 ГПа распространялись вдоль длинной стороны пластины. В результате нагружения пластины не испытывали значительного формоизменения и остаточная деформация не превышала 2% Измерения механических свойств проводили на установке ИМР-4 по стандартной методике. Образцы вырезали вдоль короткой стороны пластины у входа и выхода ударных волн. Значения, приводимые в таблице, являются средними из 6 измерений. Исследование структуры проводили методами оптической и электронной микроскопии тонких фольг. После закалки исследованная сталь 40Х4Г18Ф имеет аустенитную структуру, сохраняющуюся при охлаждении вплоть до -196^oC. При металлографическом и электронно-микроскопическом изучении закаленного состояния видны двойники отжига и частичные дислокации Шокли с протяженными дефектами упаковки между ними. Эти наблюдения свидетельствуют о низкой энергии дефектов упаковки материала. После обработки по известному варианту в аустените появляются многочисленные микродвойники деформации и пачки микродвойников по нескольким системам сдвига

111} Кроме деформационных двойников, обнаружено изначальное количество кристаллов мартенсита. Они имеют вид тонких прослоек, параллельных двойникам. Между деформационными двойниками видны дислокации, которые в некоторых местах начинают формироваться в ячейки. Появление в аустените деформационных двойников и дислокации и обусловливают некоторое увеличение предела текучести σ_0,2 (таблица 1).Example. As a material hardened by known and proposed methods, steel of the following composition was used, wt. 0.43 C, 18.3 MP, 3.5 Cz, 1.2 V, the rest is iron). This steel is characteristic of austenitic steels, which after quenching are a supersaturated solid solution. The increase in yield strength using the proposed method proves the fundamental possibility of improving the strength of austenitic steels alloyed with carbide-forming elements. An ingot of this steel was smelted in an open induction furnace, forged on rods in the range of 1200-1100 ^o C and cooled in air. Next, the rods were cut into billets, heated to 1100 ^o C, was an isometric exposure for two hours and quenched in water. From the blanks, we obtained polished plates measuring 95 • 45 • 7.5 mm. The plates were placed in a special device, where they were treated with oblique shock waves created by a sliding detonation wave of contact charges. Shock waves with an amplitude of A = 15.0 ± 0.5 GPa propagated along the long side of the plate. As a result of loading, the plates did not undergo significant shape changes and the residual deformation did not exceed 2%. The mechanical properties were measured on an IMR-4 setup using the standard method. Samples were cut along the short side of the plate at the entrance and exit of the shock waves. The values given in the table are the average of 6 measurements. The structure was studied by optical and electron microscopy of thin foils. After quenching, the investigated 40Kh4G18F steel has an austenitic structure that persists upon cooling down to -196 ^o C. Annealing twins and partial Shockley dislocations with extended stacking faults between them are visible upon metallographic and electron microscopic studies of the quenched state. These observations indicate a low energy of material packaging defects. After processing according to the well-known variant, numerous deformation microtwins and packets of microtwins along several shear systems appear in austenite

111} In addition to deformation twins, an initial number of martensite crystals was discovered. They have the appearance of thin layers parallel to twins. Between deformation twins, dislocations are visible, which in some places begin to form in cells. The appearance of deformation twins and dislocations in austenite and cause a slight increase in the yield strength σ _0.2 (table 1).

Предлагаемый заключительный режим обработки состоит из двух операций: предварительного нагрева с целью распада пересыщенного твердого раствора и последующего воздействия ударных волн. Нагрев стали на 600^oC и изотермическая выдержка в течение τ=6 ч приводит к появлению в аустените равномерно распределенных частиц карбида УС диаметром 5-10 нм. Повышение температуры нагрева с 600 до 650^oC (t=6 ч) слабо влияет на увеличение диаметра частиц, но повышает их количество. Основная масса частиц имеет диаметр 10 нм, хотя встречаются частицы диаметром 15 нм. При этой температуре выявляется незначительная неравномерность распределения частиц, которые появляются на границах зерен и имеют размеры от 50 до 80 нм. Сильная неоднородность в распределении частиц, и особенно по границам зерен, наблюдается при нагреве стали при 700^oC t=6 ч). Кроме карбидов ванадия, на границах зерен выявляются карбиды хрома Cr₂₃C₆ размером до 0,2•0,3 мк. Структура стали после предлагаемой обработки более сложная, чем после известной. Движущиеся дислокации взаимодействуют с карбидными частицами, что проявляется в размытости и "турбулентности" полос деформации. Взаимодействие пакетов деформационных двойников с частицами приводит к появлению вокруг карбидов многочисленных дислокаций. Предлагаемый метод при температуре нагрева T_с=600^oC позволяет повысить предел текучести в 1,3 раза. Эта основная характеристика прочностных свойств для аустенитных сталей. Другая характеристика прочностных свойств временное сопротивление - изменяется слабее. При увеличении температуры нагрева до 650 и 700^oC предел текучести увеличивается в 1,5 и 1,6 раза соответственно. Однако в последнем случае на отдельных шлифах оптически можно было заметить микротрещины. В тех разрывных образцах, где были обнаружены такие микротрещины, наблюдали резкое снижение прочности. Следовательно, оптимальной температурой нагрева является T_с=650^oC. Дополнительное повышение предела текучести обеспечивается присутствием в аустените карбидов ванадия диаметром 5-15 нм, распределенных равномерно по зернам аустенита. Эти дисперсные карбиды не только препятствуют движению свободных дислокаций, но и усиливают барьерное действие закрепленных частицами дислокаций, образованных при обработке ударными волнами. Следует обратить внимание, что распад пересыщенного твердого раствора, проведенный после обработки ударными волнами, не увеличивает прочность материала. После обработки по схемам: обработка ударной волной + нагрев материала до 600 (t=6 ч) и 650^oC (t=6 ч) сталь имеет следующие значения предела текучести: s_0,2= 799 и σ_0,2= 772 МПа соответственно, то есть дополнительный нагрев стали после ударноволнового нагружения бесполезен. Получение таких результатов можно объяснить тем, что изотермическая выдержка при 600 и 650^oC приводит к сильной аннигиляции дислокаций. Этот процесс разупрочняет матрицу и тем сильнее, чем выше температура изотермической выдержки.The proposed final processing mode consists of two operations: preheating with the aim of decay of the supersaturated solid solution and subsequent exposure to shock waves. Heating of steel at 600 ^o C and isothermal exposure for τ = 6 h leads to the appearance in austenite of uniformly distributed particles of US carbide with a diameter of 5-10 nm. An increase in the heating temperature from 600 to 650 ^o C (t = 6 h) weakly affects the increase in particle diameter, but increases their number. The bulk of the particles has a diameter of 10 nm, although there are particles with a diameter of 15 nm. At this temperature, a slight uneven distribution of particles appears, which appear at the grain boundaries and have sizes from 50 to 80 nm. Strong heterogeneity in the distribution of particles, and especially along the grain boundaries, is observed when steel is heated at 700 ^o C t = 6 h). In addition to vanadium carbides, chromium carbides Cr ₂₃ C _{6 with} sizes up to 0.2 • 0.3 microns are detected at the grain boundaries. The steel structure after the proposed treatment is more complex than after the known. Moving dislocations interact with carbide particles, which is manifested in the fuzziness and "turbulence" of the deformation bands. The interaction of deformation twin packets with particles leads to the appearance of numerous dislocations around carbides. The proposed method at a heating temperature T _c = 600 ^o C allows to increase the yield strength by 1.3 times. This is the main characteristic of strength properties for austenitic steels. Another characteristic of the strength properties of temporary resistance is changing weaker. With increasing heating temperature to 650 and 700 ^o C the yield strength increases by 1.5 and 1.6 times, respectively. However, in the latter case, microcracks could be detected optically on separate thin sections. In those explosive samples where such microcracks were detected, a sharp decrease in strength was observed. Therefore, the optimum heating temperature is T _c = 650 ^o C. An additional increase in yield strength is provided by the presence in the austenite of vanadium carbides with a diameter of 5-15 nm, distributed evenly over the grains of austenite. These dispersed carbides not only impede the movement of free dislocations, but also enhance the barrier effect of dislocations fixed by particles formed during shock wave processing. It should be noted that the decomposition of a supersaturated solid solution, carried out after treatment by shock waves, does not increase the strength of the material. After processing according to the schemes: shock wave treatment + heating of the material to 600 (t = 6 h) and 650 ^o C (t = 6 h) steel has the following yield strengths: s _0.2 = 799 and σ _0.2 = 772 MPa accordingly, that is, additional heating of the steel after shock wave loading is useless. The receipt of such results can be explained by the fact that isothermal exposure at 600 and 650 ^o C leads to strong annihilation of dislocations. This process softens the matrix and the stronger, the higher the temperature of isothermal exposure.

Предлагаемый же способ благодаря своим новым признакам обеспечивает по сравнению с известным значительное (в 1,3-1,6 раза) повышение предела текучести стали. The proposed method, thanks to its new features, provides a significant (1.3-1.6 times) increase in the yield strength of steel compared to the known one.

Claims

A method of processing aging austenitic steels, including hardening and exposure to an explosive shock wave, characterized in that prior to exposure to an explosive shock wave, steel 600 650 ^o With isothermal exposure for 5 6 hours is heated.