RU2086667C1 - Method of treating aging austenite invar alloys - Google Patents
Method of treating aging austenite invar alloys Download PDFInfo
- Publication number
- RU2086667C1 RU2086667C1 RU95121365A RU95121365A RU2086667C1 RU 2086667 C1 RU2086667 C1 RU 2086667C1 RU 95121365 A RU95121365 A RU 95121365A RU 95121365 A RU95121365 A RU 95121365A RU 2086667 C1 RU2086667 C1 RU 2086667C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- deformation
- cooling
- strength
- temperature
- isothermal
- Prior art date
Links
Images
Abstract
Description
Изобретение относится к металлургии и термической обработке металлов и сплавов и может быть использовано в машиностроительной и других отраслях промышленности, которые являются потребителями высокопрочных аустенитных сталей с низким коэффициентом температурного расширения (КТР). The invention relates to metallurgy and heat treatment of metals and alloys and can be used in engineering and other industries that are consumers of high-strength austenitic steels with a low coefficient of thermal expansion (KTR).
Технический результат, на решение которого направленно изобретение - повышение прочности свойств аустенитных инварных сплавов. The technical result, the solution of which the invention is directed, is to increase the strength of the properties of austenitic invar alloys.
В металловедении конструкционных материалов известен и широко применяется в качестве упрочняющей обработки метод холодной пластической деформации. In metal science of structural materials, the method of cold plastic deformation is known and widely used as hardening treatment.
Известен способ обработки стареющих аустенитных сталей, включающий закалку и холодную деформацию.[1]
Известен способ обработки аустенитных сталей, включающий закалку, отпуск и холодную деформацию.[2]
Эти известные методы холодной деформации могут применяться к любым конструкционным сталям. В качестве ближайшего аналога выбран известный способ упрочнения, описанный в монографии Захарова А.И.[3]
Известный способ обработки стареющих аустенитных инварных сплавов, включающий нагрев до 1150oC, изотермическую выдержку, охлаждение в воде и холодную деформацию.A known method of processing aging austenitic steels, including hardening and cold deformation. [1]
A known method of processing austenitic steels, including hardening, tempering and cold deformation. [2]
These well-known cold forming methods can be applied to any structural steels. As the closest analogue, the well-known method of hardening is described, described in the monograph by A. Zakharov [3]
A known method of processing aging austenitic invar alloys, including heating to 1150 o C, isothermal aging, cooling in water and cold deformation.
Этот способ не обеспечивает получения достаточно высокого уровня прочности свойства, в частности предела текучести, так как в этом способе не реализованные факторы, которые можно было бы использовать для дополнительного упрочнения инваров. This method does not provide a sufficiently high level of strength properties, in particular yield strength, since in this method there are not implemented factors that could be used for additional hardening of Invars.
Технический результат повышение прочности свойств аустенитных сплавов. EFFECT: increased strength properties of austenitic alloys.
Технический результат достигается тем, что в известном способе упрочнения аустенитных сплавов инварного типа, включающем нагрев до 1150oC, изотермическую выдержку (2 ч), охлаждение в воде и холодную деформацию закаленного материала, перед заключительной обработкой проводят дополнительную деформацию сплава в процессе его охлаждения от температуры закалки 1150oC, до Тс 600-620oC с изотермической выдержкой при температуре в течение 2-3 ч, а затем охлаждают в воде и подвергают холодной деформации. Благодаря этой дополнительной обработке в аустенитных зернах повышается плотность дислокаций и происходит выделение дисперсных частиц на дислокациях, поскольку охлаждение материала протекает в интервале температур 800-600oC, где наблюдается распад пересыщенного твердого раствора. Изотермическая выдержка при Тс 600-620oC, обусловливает дополнительное выделение дисперсных частиц внутри аустенитных зерен. Происходит закрепление дислокаций выделяющимися дисперсными интерметаллидными частицами (Ni3 Ti). Таким образом создаются оптимальные условия распада пересыщенного твердого раствора, которые позволяют получить высокую прочность при сохранении достаточно высокого уровня пластичности. Уменьшение температуры изотермической выдержки ниже нижнего предела оптимального интервала (600-620oC) снижает прочность количества интерметаллидных частиц, а увеличение температуры выше верхнего предела приводит к укреплению частиц и неравномерному их выделению как внутри, так и по границам зерен, что снимает прочность и особенно пластичность сплава. Увеличение времени из термической выдержки действует аналогично повышению температуры. Следовательно, повышение прочности свойств благодаря предлагаемому методу обработки по сравнению с известным происходит за счет повышения плотности дислокаций, которые закрепляются выделившейся интерметаллидной фазой и наличия в матрице дисперсных частиц новой фазы. Кроме того, необходимо отметить, что предлагаемый метод упрочнения не требует использования какого-либо дополнительного оборудования, его можно осуществлять на том же деформирующем устройстве, например прокатном стане, как и в случае холодной деформации (известный метод упрочнения), следовательно предлагаемый способ достаточно технологичен и прост в условиях реального производства.The technical result is achieved by the fact that in the known method of hardening of austenitic alloys of the Invar type, including heating to 1150 o C, isothermal exposure (2 h), cooling in water and cold deformation of the hardened material, before the final treatment, additional deformation of the alloy is carried out during its cooling from hardening temperature 1150 o C, up to T from 600-620 o C with isothermal exposure at a temperature for 2-3 hours, and then cooled in water and subjected to cold deformation. Thanks to this additional processing, the density of dislocations in austenitic grains increases and dispersed particles are released at the dislocations, since the material is cooled in the temperature range 800-600 o C, where the decomposition of the supersaturated solid solution is observed. Isothermal exposure at T from 600-620 o C, causes the additional allocation of dispersed particles inside austenitic grains. Dislocations are fixed by precipitating dispersed intermetallic particles (N i 3 T i ). Thus, optimal conditions for the decomposition of the supersaturated solid solution are created, which allow one to obtain high strength while maintaining a sufficiently high level of ductility. A decrease in the temperature of the isothermal holding below the lower limit of the optimal interval (600-620 o C) reduces the strength of the number of intermetallic particles, and an increase in temperature above the upper limit leads to the strengthening of the particles and their uneven release both inside and along the grain boundaries, which removes strength and especially ductility of the alloy. Increasing the time from thermal aging acts similarly to increasing temperature. Therefore, an increase in the strength of properties due to the proposed processing method compared to the known one occurs due to an increase in the density of dislocations that are fixed by the released intermetallic phase and the presence of a new phase in the matrix of dispersed particles. In addition, it should be noted that the proposed method of hardening does not require the use of any additional equipment, it can be carried out on the same deforming device, for example, a rolling mill, as in the case of cold deformation (the known method of hardening), therefore, the proposed method is quite technologically advanced and simple in real production.
Сведений об использовании распада пересыщенного твердого раствора в процессе деформации в интервале температур 1150-600oC, и изотермической выдержки при 600-620oC с целью повышения предела текучести авторами в литературе не обнаружено.Information on the use of the decomposition of a supersaturated solid solution during deformation in the temperature range 1150-600 o C, and isothermal exposure at 600-620 o C in order to increase the yield strength by the authors in the literature was not found.
Пример. В качестве материала, упрочненного известным и предлагаемым методами, использовали сталь следующего состава, мас. 0,01 C; 36,0 Ni; 2,9 Ti; 10,0 Co; остальное-железо. Инвар H36К10Т3 массой 10 кг выплавляли в вакуумной индукционной печи из чистых компонентов. Слитки ковали при 1100oC в прутки сечением 20х20 мм, которые затем нагревали до 1150oC, изотермически выдерживали 2 ч и охлаждали в воде ( закаливали ).Example. As a material hardened by known and proposed methods, steel of the following composition was used, wt. 0.01 C; 36.0 Ni; 2.9 Ti; 10.0 Co; the rest is iron. Invar H36K10T3 weighing 10 kg was smelted in a vacuum induction furnace from pure components. The ingots were forged at 1100 ° C into bars with a cross section of 20x20 mm, which were then heated to 1150 ° C, was isothermally kept for 2 hours, and cooled in water (quenched).
Закаленные образцы деформировали при температуре в прокатном стане (известный метод упрочнения). Предлагаемый режим обработки состоит из следующих операций: нагрев в печи до 1150oC, изотермическая выдержка 2 ч, высокотемпературная деформация в прокатном стане в процессе охлаждения (ВД) 1150 -600-620oC, изотермическая выдержка в течение 2-3 ч при этой температуре, затем охлаждение в воде и деформация при комнатной температуре (ХД).Hardened samples were deformed at a temperature in a rolling mill (a known method of hardening). The proposed processing regime consists of the following operations: heating in an oven to 1150 o C,
Термическое расширение сплава изучали на дилатометре 1) L-1500PHP (ULV AC-PIKO), по результатам которого рассчитывали KTP. Определение точки Кюри проводили по результатам измерения температурной зависимости в слабых полях (Камилов И. К. Алиев Х.К. Фазовые переходы второго рода в ферромагнетиках в слабых магнитных полях вблизи точки Кюри. УФH, 1983 т.140, вып.4,с.639-670). Из закаленных и упрочненных заготовок изготавливали цилиндрические образцы диаметром 4,5 мм и длинойl 15 мм для дилатометрии и ⌀ 3 мм и o 3 мм для измерения точки Кюри. Деформацию осуществляли прокаткой в ручьевых валиках. Механические испытания на растяжение проводили на пятикратных образцах диаметром 3 мм. The thermal expansion of the alloy was studied on a dilatometer 1) L-1500PHP (ULV AC-PIKO), according to the results of which KTP was calculated. The Curie point was determined by measuring the temperature dependence in weak fields (I.K. Kamilov, K.K. Kamilov Phase transitions of the second kind in ferromagnets in weak magnetic fields near the Curie point. UFH, 1983 vol. 140,
После закалки инвар H36К1073 имеет полностью аустенитную структуру. Точка Кюри сплава Тк 320oC и KTP при комнатной температуре α = 4•10-6 град-1.After quenching, Invar H36K1073 has a fully austenitic structure. The Curie point of alloy T to 320 o C and KTP at room temperature α = 4 • 10 -6 deg -1 .
Результаты испытаний представлены в таблице. The test results are presented in the table.
После закалки сплав H36К10ТЗ имеет характерные для инваров механические свойства (п. 1 табл.). Холодная деформация на 20% повышает прочные свойства сплава ( п.2 табл.) за счет увеличения плотности дислокаций ( известный способ). After quenching, the H36K10TZ alloy has mechanical properties characteristic of Invars (
В случае обработки по предлагаемому режиму происходят следующие процессы. При деформации во время охлаждения от 1150oС до 600oC происходит увеличение плотности дислокаций и выделение мелкодисперсных интерметаллидных частиц внутри аустенитных зерен. Распад пересыщенного твердого раствора происходит при охлаждении в интервале температур 800 -600 oС. Изотермическая выдержка τ 2 ч при 600oС приводит к дополнительному выделению интерметаллидных частиц. Последующая деформация при комнатной температуре увеличивает в матрице плотностью дислокаций.In the case of processing by the proposed mode, the following processes occur. During deformation during cooling from 1150 o C to 600 o C there is an increase in the density of dislocations and the release of finely dispersed intermetallic particles inside austenitic grains. The decomposition of the supersaturated solid solution occurs upon cooling in the temperature range 800 -600 o C. Isothermal exposure to τ 2 h at 600 o C leads to the additional allocation of intermetallic particles. Subsequent deformation at room temperature increases the dislocation density in the matrix.
Таким образом, в результате упрочнения по предлагаемому методу по сравнению с известным на увеличение прочности свойств инвара влияют два дополнительных фактора: 1) выделение дисперсных интерметаллидных частиц как в процессе высокотемпературной деформации, так и при изотермической выдержке при 600oC: 2) повышение в матрице плотности дислокаций за счет высокотемпературной деформации. Предлагаемая обработка позволяет повысить предел текучести и предел прочности инвара (п.4 табл.) по сравнению с известным способом в 1,6 раза. При этом пластичность имеет в обоих случаях близкие значения, и наблюдается вязкое разрушение. Уменьшение продолжительности изотермической выдержки с 2 до 1 ч обнаруживает тенденцию к уменьшению прочностных свойств из-за уменьшения количества интерметаллидных фаз ( п.3 табл.). При увеличении времени изотермической выдержки (t>3 ч) количество интерметаллидов в матрице увеличивается и прочность соответственно повышается (п.6 табл. ). Однако при этом относительное сужение имеет низкое значение (j 19%), и излом становится смешанным (вязкий + хрупкий). Следовательно, оптимальный временной интервал изотермической выдержки, обеспечивающей получение инвара с высокими значениями прочностных и пластических свойств, является t 2-3 ч (п. п. 4-5 табл.). Уменьшение температуры изотермической выдержки, например, до 550oС или увеличение, например, до 650oС влияет на изменение прочности и пластичности как и соответствующее изменение времени изотермической выдержки при 600oC.Thus, as a result of hardening by the proposed method, compared to the known one, two additional factors influence the increase in the strength of Invar properties: 1) precipitation of dispersed intermetallic particles both during high-temperature deformation and during isothermal holding at 600 o C: 2) increase in the matrix dislocation density due to high temperature deformation. The proposed treatment allows to increase the yield strength and tensile strength of Invar (p. 4 table.) Compared with the known method by 1.6 times. In this case, plasticity is close in both cases, and viscous failure is observed. A decrease in the duration of isothermal exposure from 2 to 1 h reveals a tendency to a decrease in strength properties due to a decrease in the number of intermetallic phases (Table 3). With an increase in the isothermal holding time (t> 3 h), the amount of intermetallic compounds in the matrix increases and the strength increases accordingly (
Также необходимо отметить следующее. The following should also be noted.
При использовании предложенного метода упрочнения общая деформация сплава (т.е. суммарная -горячая и холодная) составляет 50% Однако, если инвар Н36К10ТЗ деформировать на эту величину 50% при комнатной температуре, то он будет иметь следующее механические свойства: 
То есть уровень свойства при такой обработке будет выше чем при холодной деформации на 20% но ниже, чем в предлагаемом способе. Таким образом, простое увеличение степени холодной деформации в известном способе до уровня общей комбинированной деформации не дает того повышения уровня прочностных свойств, которое обеспечивает предлагаемый способ, включающий комбинированную, ступенчатую деформацию сплава, а именно вначале "горячую" деформацию сплава его охлаждения от 1150oС, а затем после изотермической выдержки при 600-620oС и охлаждения в воде "холодную" деформацию при комнатной температуре.Using the proposed method of hardening, the total deformation of the alloy (i.e., the total hot and cold) is 50%. However, if the Invar N36K10TZ is deformed by 50% at room temperature, it will have the following mechanical properties:
That is, the level of property during such processing will be higher than with cold deformation by 20% but lower than in the proposed method. Thus, a simple increase in the degree of cold deformation in the known method to the level of general combined deformation does not provide the increase in the level of strength properties that the proposed method includes, combined, stepwise deformation of the alloy, namely, first, "hot" deformation of the alloy of its cooling from 1150 o C and then after isothermal exposure at 600-620 o C and cooling in water, "cold" deformation at room temperature.
Таким образом, предлагаемый способ благодаря своим новым признакам обеспечивает по сравнению с известным значительное ( ≃ в 1,6 раза) повышение прочных свойств стареющих аустенитных инварных сплавов. Thus, the proposed method due to its new features provides a significant (≃ 1.6 times) increase in the durable properties of aging austenitic invar alloys compared to the known ones.
Claims (1)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU95121365A RU2086667C1 (en) | 1995-12-18 | 1995-12-18 | Method of treating aging austenite invar alloys |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU95121365A RU2086667C1 (en) | 1995-12-18 | 1995-12-18 | Method of treating aging austenite invar alloys |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2086667C1 true RU2086667C1 (en) | 1997-08-10 |
| RU95121365A RU95121365A (en) | 1997-11-27 |
Family
ID=20174817
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU95121365A RU2086667C1 (en) | 1995-12-18 | 1995-12-18 | Method of treating aging austenite invar alloys |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2086667C1 (en) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2013007398A1 (en) | 2011-07-13 | 2013-01-17 | BIOLAND, Ltd | Biological product for clearing of water, industrial wastewater and soil from chemicals, which are resistant to degradation and method for using the same |
| RU2581313C1 (en) * | 2014-12-08 | 2016-04-20 | Публичное акционерное общество специального машиностроения и металлургии "Мотовилихинские заводы" | Method of processing carbon-containing invar alloy |
| RU2610654C1 (en) * | 2015-11-05 | 2017-02-14 | Публичное акционерное общество специального машиностроения и металлургии "Мотовилихинские заводы" | Treatment method for invar alloy based on iron-nickel system |
-
1995
- 1995-12-18 RU RU95121365A patent/RU2086667C1/en active
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| 1. Дзугутов М.Я. Пластическая деформация высоколегированных сталей и сплавов. - М.: Металлургия, 1977, с. 479. 2. Сагарадзе В.В., Уваров А.И. Упрочнение аустенитных сталей. - М.: Наука, 1989, с. 270. 3. Захаров А.И. Физика прецизионных сплавов с особыми тепловыми свойствами. - М.: Металлургия, 1986, с. 238, с. 177. * |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2013007398A1 (en) | 2011-07-13 | 2013-01-17 | BIOLAND, Ltd | Biological product for clearing of water, industrial wastewater and soil from chemicals, which are resistant to degradation and method for using the same |
| RU2581313C1 (en) * | 2014-12-08 | 2016-04-20 | Публичное акционерное общество специального машиностроения и металлургии "Мотовилихинские заводы" | Method of processing carbon-containing invar alloy |
| RU2610654C1 (en) * | 2015-11-05 | 2017-02-14 | Публичное акционерное общество специального машиностроения и металлургии "Мотовилихинские заводы" | Treatment method for invar alloy based on iron-nickel system |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4092181A (en) | Method of imparting a fine grain structure to aluminum alloys having precipitating constituents | |
| Wert et al. | Grain refinement in 7075 aluminum by thermomechanical processing | |
| Kainuma et al. | Thermoelastic martensite and shape memory effect in B2 Base Ni-Al-Fe alloy with enhanced ductility | |
| US3951697A (en) | Superplastic ultra high carbon steel | |
| US4457789A (en) | Process for annealing steels | |
| JPS59145765A (en) | Aluminum alloy heat treatment | |
| RU2086667C1 (en) | Method of treating aging austenite invar alloys | |
| US4358324A (en) | Method of imparting a fine grain structure to aluminum alloys having precipitating constituents | |
| Yue et al. | Thermomechanical processing effects on C− Mn− Si TRIP steels | |
| Khlestov et al. | Effects of deformation and heating temperature on the austenite transformation to pearlite in high alloy tool steels | |
| Soliman et al. | Multiphase ausformed austempered ductile iron | |
| US20050000608A1 (en) | Aluminum-silicon alloys having improved mechanical properties | |
| Klaar et al. | Microstructure and properties of a C–Mn–Si–dual‐phase steel | |
| US3892602A (en) | As-worked, heat treated cold-workable hypoeutectoid steel | |
| US3615925A (en) | Heat-treatment of steels | |
| US3762964A (en) | Method for producing cold workable hypoeutectoid steel | |
| US2881109A (en) | Case-hardened, worked steels | |
| JPH0819462B2 (en) | Method for producing duplex stainless steel sheet with excellent pitting corrosion resistance | |
| CA1151513A (en) | Process for annealing steels | |
| Garbarz et al. | Development of Structural Steel Containing 3÷ 5 wt% Al with Microlaminated Microstructure | |
| Pradhan | Annealing of cold-rolled rephosphorized steels containing Si and Cb | |
| RU2031963C1 (en) | Method for production of rolled products of carbide and of alloyed steels having two-phase structure as finely dispersed ferrite and finely dispersed perlite | |
| USRE29240E (en) | As-worked, heat treated cold-workable hypoeutectoid steel | |
| Yulong et al. | Influence of heat treatment processing on the microstructure and properties in medium manganese steel | |
| JPH03162515A (en) | Heat treatment method |