RU2269589C1 - Method of manufacture of a sheet semiproduct produced out of an alloy based on nickel of inconel 718 type - Google Patents
Method of manufacture of a sheet semiproduct produced out of an alloy based on nickel of inconel 718 type Download PDFInfo
- Publication number
- RU2269589C1 RU2269589C1 RU2004118740/02A RU2004118740A RU2269589C1 RU 2269589 C1 RU2269589 C1 RU 2269589C1 RU 2004118740/02 A RU2004118740/02 A RU 2004118740/02A RU 2004118740 A RU2004118740 A RU 2004118740A RU 2269589 C1 RU2269589 C1 RU 2269589C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- rolling
- sheet
- temperature
- carried out
- deformation
- Prior art date
Links
Images
Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к области обработки металлов и сплавов давлением и предназначено для получения листового полуфабриката из труднодеформируемого сплава на основе никеля типа Inconel 718. Полученные листовые полуфабрикаты могут быть использованы при изготовлении различных пустотелых изделий, таких как обечайки, панели, шаробаллоны, посредством формовки и диффузионной сварки в условиях сверхпластичности. Такие изделия широко применяются в аэрокосмической технике, а также в наземных энергетических установках, в силу чего их можно назвать изделиями ответственного назначения.The invention relates to the field of the processing of metals and alloys by pressure and is intended to produce a sheet semi-finished product from a hardly deformable alloy based on nickel like Inconel 718. The resulting sheet semi-finished products can be used in the manufacture of various hollow products, such as shells, panels, balloons, by molding and diffusion welding in conditions of superplasticity. Such products are widely used in aerospace engineering, as well as in ground-based power plants, which is why they can be called critical products.
К листовым полуфабрикатам, из которых изготавливаются изделия ответственного назначения, предъявляются весьма высокие требования. В частности, листовой полуфабрикат должен иметь однородную мелкозернистую изотропную микроструктуру. Мелкозернистая структура необходима, прежде всего, для осуществления деформации в условиях сверхпластичности. Известные способы изготовления листовых полуфабрикатов позволяют получать в них структуру с размером зерен не менее 6-10 мкм. Реализация сверхпластической деформации таких листовых полуфабрикатов возможна только в узкой высокотемпературной области.Very demanding requirements are imposed on the sheet semi-finished products from which critical products are made. In particular, the prefabricated sheet should have a uniform fine-grained isotropic microstructure. The fine-grained structure is necessary, first of all, for the implementation of deformation under conditions of superplasticity. Known methods for the manufacture of sheet semi-finished products allow you to get them a structure with a grain size of at least 6-10 microns. The realization of superplastic deformation of such sheet semi-finished products is possible only in a narrow high-temperature region.
Если структура будет неоднородной, в процессе формовки изделия может произойти локализация деформации из-за разнозернистости. В некоторых случаях возможно даже возникновение несплошности материала из-за резкого снижения пластичности в зонах с более крупнозернистой структурой. Кроме того, в большинстве случаев разнозернистость не устраняется даже при последующей термической обработке. Разнозернистость в изделиях из никелевых сплавов приводит к существенному снижению комплекса их механических свойств.If the structure is heterogeneous, localization of deformation due to heterogeneity may occur during the formation of the product. In some cases, even a discontinuity of the material is possible due to a sharp decrease in ductility in areas with a coarser grain structure. In addition, in most cases, the heterogeneity is not eliminated even with subsequent heat treatment. The granularity in products from nickel alloys leads to a significant reduction in the complex of their mechanical properties.
Поэтому актуальной является разработка способа, позволяющего получить в полуфабрикате структуру, во-первых, как можно более однородную, а во-вторых, с размером зерен менее 6-10 мкм. Существенное расширение температурно-скоростного интервала сверхпластичности достигается в случае формирования в листовых полуфабрикатах мелкозернистой структуры с размером зерен 1-3 мкм и менее, так называемых микро-, субмикро- и нанокристаллических структурных состояний. При наличии в листовых полуфабрикатах таких структурных состояний становится возможным максимально использовать преимущества процессов формовки, а также диффузионной сварки в условиях сверхпластичности для изготовления точных деталей сложной формы с однородной структурой и высоким комплексом свойств.Therefore, it is urgent to develop a method that allows to obtain a structure in a semi-finished product, firstly, as homogeneous as possible, and secondly, with a grain size of less than 6-10 microns. Significant expansion of the temperature-speed range of superplasticity is achieved in the case of the formation of fine-grained structures with grain sizes of 1-3 microns or less in sheet semi-finished products, the so-called micro-, submicro- and nanocrystalline structural states. In the presence of such structural states in sheet semi-finished products, it becomes possible to maximize the advantages of molding processes, as well as diffusion welding in superplastic conditions, to produce precise parts of complex shape with a homogeneous structure and a high complex of properties.
Известен способ [1] получения листов из никелевого жаропрочного сплава Inconel 718, включающий этапы получения слитка при температуре плавки около 1450°С, последующую обработку слитка методом двойного и тройного переплава и последующую обработку отливки методами пластической деформации, в том числе посредством горячей прокатки. Затем осуществляется холодная прокатка листа до конечной толщины и последующий рекристаллизационный отжиг в течение 15 мин при температуре 955°С. Листы, изготовленные в соответствии со способом [1], не отличаются мелкозернистой однородную структурой, вследствие чего не могут быть использованы для изготовления изделий ответственного назначения с использованием сверхпластической формовки.A known method [1] for producing sheets of heat-resistant nickel alloy Inconel 718, including the steps of producing an ingot at a melting temperature of about 1450 ° C, subsequent processing of the ingot by double and triple remelting and subsequent processing of the casting by plastic deformation, including by hot rolling. Then, cold rolling of the sheet to a final thickness and subsequent recrystallization annealing for 15 minutes at a temperature of 955 ° C is carried out. Sheets made in accordance with the method [1] do not differ in a fine-grained uniform structure, as a result of which they cannot be used for the manufacture of critical products using superplastic molding.
Наиболее близким к заявляемому по технической сущности является способ получения листов из никелевого сплава Inconel 718 [2], включающий подготовительную стадию обработки отливки, заключающуюся в получении отливки при температуре плавки около 1450°С, обработке отливки методом двойного и тройного переплава, последующей обработке отливки методами пластической деформации, в том числе посредством горячей прокатки. Последнюю проводят преимущественно в однофазной области, где пластичность отливки достаточно высока. При этом за счет некоторого охлаждения отливки при прокатке может быть захвачена также и двухфазная область. Затем осуществляется окончательная обработка, целью которой является получение полуфабриката требуемой толщины и имеющего требуемый размер зерен, придающий полуфабрикату сверхпластические свойства.Closest to the claimed technical essence is a method for producing Inconel 718 nickel alloy sheets [2], which includes the preparatory stage of casting processing, which consists in producing a casting at a melting temperature of about 1450 ° C, processing the casting by double and triple remelting, and subsequent processing of the casting by methods plastic deformation, including through hot rolling. The latter is carried out mainly in the single-phase region, where the ductility of the casting is quite high. In this case, due to some cooling of the casting during rolling, the two-phase region can also be captured. Then the final processing is carried out, the purpose of which is to obtain a semi-finished product of the required thickness and having the required grain size, which gives the semi-finished product superplastic properties.
Окончательная обработка состоит из следующих стадий:Final processing consists of the following stages:
1) обработка на твердый раствор при 1060°С в течение 15 минут,1) processing on a solid solution at 1060 ° C for 15 minutes,
2) осаждение (дисперсионная обработка) при температуре от 730 до 800°С в течение от 1 до 2 часов,2) precipitation (dispersion treatment) at a temperature of from 730 to 800 ° C for 1 to 2 hours,
3) холодная прокатка со степенью больше 60%,3) cold rolling with a degree of more than 60%,
4) рекристаллизационный отжиг при 900°С в течение 30 мин.4) recrystallization annealing at 900 ° С for 30 min.
В отличие от предыдущего данный способ характеризуется более длительным рекристаллизационным отжигом и достаточно продолжительной дисперсионной обработкой. Благодаря дополнительным энергозатратам удается повысить качество листовых полуфабрикатов и обеспечить их последующую сверхпластическую деформацию, которая проводится примерно при 970±10°С и при напряжении течения в пределах от 45 до 60 МПа со скоростью деформации обычно в пределах 10-1-10-3 с-1.In contrast to the previous one, this method is characterized by longer recrystallization annealing and rather long dispersion treatment. Thanks to additional energy costs, it is possible to improve the quality of sheet semi-finished products and ensure their subsequent superplastic deformation, which is carried out at about 970 ± 10 ° C and with a flow stress in the range from 45 to 60 MPa with a strain rate usually in the range 10 -1 -10 -3 s - 1 .
К основным недостаткам известных способов относится то, что рекристаллизационный отжиг холоднодеформированных листов может привести к формированию текстуры рекристаллизации, наследующей текстуру прокатки, вследствие чего возникнет анизотропия механических свойств полуфабриката, т.е. существенное различие в пластических и прочностных свойствах вдоль и поперек листа. К тому же рекристаллизационный отжиг холоднодеформированных листов не гарантирует получения в листах однородной структуры.The main disadvantages of the known methods include the fact that recrystallization annealing of cold-deformed sheets can lead to the formation of a recrystallization texture that inherits the rolling texture, as a result of which anisotropy of the mechanical properties of the semifinished product, i.e. a significant difference in the plastic and strength properties along and across the sheet. In addition, the recrystallization annealing of cold-deformed sheets does not guarantee a uniform structure in the sheets.
В результате операции дисперсионного твердения выделяются дисперсные когерентные частицы γ''-фазы. Это приводит к упрочнению сплава и, как следствие, к росту удельных усилий и снижению пластических свойств прокатываемого материала при дальнейшей холодной прокатке. Как результат, при прокатке со значительными степенями деформации возникает повышенный износ инструмента.As a result of the dispersion hardening operation, dispersed coherent particles of the γ '' phase are released. This leads to hardening of the alloy and, as a consequence, to an increase in specific forces and a decrease in the plastic properties of the rolled material during further cold rolling. As a result, when rolling with significant degrees of deformation, increased tool wear occurs.
Таким образом, несмотря на значительные энергозатраты, с помощью известного способа не удается существенно повысить качество листового полуфабриката.Thus, despite significant energy consumption, using the known method it is not possible to significantly improve the quality of the sheet prefabricated.
Качество полуфабриката может быть повышено за счет использования для прокатки взамен отливки обработанной давлением предзаготовки. В частности, известен способ [3], широко распространенный под названием «Gatorizing-процесс», по которому в предзаготовке формируется мелкозернистая структура путем нагрева несколько ниже температуры нормальной рекристаллизации и интенсивной пластической деформации с уменьшением площади поперечного сечения не менее чем в отношении 4:1. Известен также способ изготовления предзаготовки посредством дробной деформационно-термической обработки с поэтапным снижением температуры [4]. Однако, если использовать эти способы, и без того высокая стоимость листового полуфабриката становится неприемлемой для промышленного производства.The quality of the semi-finished product can be improved due to the use of pre-treated pre-casting for rolling instead of casting. In particular, a method is known [3], widely known as the “Gatorizing process", in which a fine-grained structure is formed in the pre-preparation by heating slightly below the normal recrystallization temperature and intense plastic deformation with a decrease in the cross-sectional area of at least 4: 1 . There is also a method of manufacturing pre-preparation by fractional deformation-heat treatment with a gradual decrease in temperature [4]. However, if you use these methods, the already high cost of the semi-finished sheet product becomes unacceptable for industrial production.
Задачей настоящего изобретения является сокращение энергозатрат при изготовлении листового полуфабриката из сплава на основе никеля типа Inconel 718 при одновременном повышении качества листового полуфабриката за счет получения однородной мелкозернистой структуры, характеризующейся отсутствием анизотропии свойств, для последующего изготовления из него изделия, в том числе ответственного назначения с использованием сверпластической формовки.The objective of the present invention is to reduce energy consumption in the manufacture of prefabricated sheet metal from an alloy based on nickel type Inconel 718 while improving the quality of the prefabricated sheet due to the production of a homogeneous fine-grained structure, characterized by the absence of anisotropy of properties, for the subsequent manufacture of products from it, including for critical purposes, using superplastic molding.
Задачей изобретения является также расширение технологических возможностей способа изготовления листового полуфабриката из сплава на основе никеля типа Inconel 718 за счет получения микроструктуры, характеризующейся мелкозернистой структурой с размером зерен до 1 мкм и менее, обеспечивающей существенное расширение температурно-скоростного интервала сверхпластичности при последующем изготовлении из него изделия с использованием формовки, а также диффузионной сварки.The objective of the invention is also to expand the technological capabilities of the method of manufacturing a prefabricated sheet of nickel-based alloy of the Inconel 718 type by producing a microstructure characterized by a fine-grained structure with grain sizes of up to 1 μm or less, providing a significant expansion of the temperature and speed range of superplasticity in the subsequent manufacture of the product from it using molding as well as diffusion welding.
Поставленная задача решается способом изготовления листового полуфабриката из сплава на основе никеля типа Inconel 718 с требуемыми толщиной и размером зерен для последующего изготовления из полуфабриката изделия с использованием сверхпластической формовки, включающим получение отливки после плавки, деформационную обработку отливки путем прокатки с получением заготовки и окончательную прокатку с получением листового полуфабриката, отличающимся тем, что деформационную обработку отливки ведут прокаткой в однофазной области сплава, а окончательную прокатку ведут в интервале температур 975-825°С со скоростью деформации 10-4-101 с-1, с суммарной степенью деформации не менее 50%, по крайней мере, за два прохода для обеспечения протекания динамической рекристаллизации.The problem is solved by the method of manufacturing a prefabricated sheet metal from an alloy based on nickel like Inconel 718 with the required thickness and grain size for subsequent manufacturing of a prefabricated product using superplastic molding, including casting after melting, deformation of the casting by rolling to obtain a workpiece and final rolling with obtaining a semi-finished sheet product, characterized in that the deformation processing of the casting is carried out by rolling in the single-phase region of the alloy, and ok nchatelnuyu rolling is carried out in the temperature range 975-825 ° C at a strain rate of 10 -4 -10 1 s -1, with a total degree of deformation of at least 50%, at least two flow passage for providing dynamic recrystallization.
Поставленная задача решается также в том случае, если:The task is also solved if:
• после окончательной прокатки осуществляют дополнительную прокатку в интервале температур 800-650°С, со скоростью деформации 10-1-10-4 с-1, с суммарной степенью деформации не менее 50%;• after the final rolling, additional rolling is carried out in the temperature range 800-650 ° C, with a strain rate of 10 -1 -10 -4 s -1 , with a total degree of deformation of at least 50%;
• после окончательной прокатки осуществляют дополнительную прокатку за два этапа, причем оба этапа проводят со скоростью деформации 10-2-105 с-1 с суммарной степенью деформации на каждом этапе не менее 50%, при этом прокатку на первом этапе проводят в интервале температур 800-650°С, а на втором заключительном этапе в интервале температур 625-500°С;• after the final rolling, additional rolling is carried out in two stages, both stages being carried out with a strain rate of 10 -2 -10 5 s -1 with a total degree of deformation at each stage of at least 50%, while rolling at the first stage is carried out in a temperature range of 800 -650 ° C, and in the second final stage in the temperature range of 625-500 ° C;
• окончательную прокатку ведут с изменением направления на 45-180° между проходами;• final rolling is carried out with a change of direction by 45-180 ° between passes;
• между проходами переворачивают листовой полуфабрикат;• between the aisles turn over the semi-finished sheet;
• между проходами осуществляют отжиг в течение 0,1-0,5 час при температуре, равной температуре прокатки на последующем проходе;• between passages annealing for 0.1-0.5 hours at a temperature equal to the rolling temperature in the subsequent pass;
• отжиг совмещают с нагревом под последующий проход прокатки;• annealing is combined with heating for a subsequent rolling pass;
• между проходами осуществляют отжиг в течение 0,1-1 час при температуре на 20-100°С ниже температуры прокатки;• between the passes annealing for 0.1-1 hours at a temperature of 20-100 ° C below the rolling temperature;
• между проходами осуществляют холодную прокатку с последующим рекристаллизационным отжигом;• cold rolling is carried out between the passages followed by recrystallization annealing;
• рекристаллизационный отжиг совмещают с нагревом под последующий проход прокатки;• recrystallization annealing is combined with heating for a subsequent rolling pass;
• при окончательной прокатке, по крайней мере, одну прокатку за проход проводят в изотермических или квазиизотермических условиях;• at the final rolling, at least one rolling per pass is carried out in isothermal or quasi-isothermal conditions;
• дополнительную прокатку проводят в изотермических или квазиизотермических условиях;• additional rolling is carried out in isothermal or quasi-isothermal conditions;
• для создания квазиизотермических условий используют теплоизолирующий пакет, в который помещают от одного до десяти прокатываемых листов, при этом толщину пакета 5п выбирают из соотношения:• to create quasi-isothermal conditions, a heat-insulating bag is used, in which one to ten rolled sheets are placed, and the thickness of the bag 5n is selected from the ratio:
δм/δп=Км•σм s/σп s,δ m / δ p = K m • σ m s / σ p s ,
где δм - толщина прокатываемого листа;where δ m is the thickness of the rolled sheet;
σм s - напряжение течения материала прокатываемой заготовки при температуре прокатки;σ m s is the flow stress of the material of the rolled billet at rolling temperature;
σп s - напряжение течения материала пакета при температуре прокатки;σ p s - stress flow of the material of the package at a rolling temperature;
Км - эмпирический коэффициент, зависящий от конструкции пакета, характеристик физико-механических свойств материала пакета, Км=0,1-0,5;To m is an empirical coefficient depending on the design of the package, the characteristics of the physico-mechanical properties of the material of the package, Km = 0.1-0.5;
• после окончательной прокатки проводят холодную прокатку листового полуфабриката с последующим рекристаллизационным отжигом;• after the final rolling, cold rolling of the semi-finished sheet is carried out, followed by recrystallization annealing;
• рекристаллизационный отжиг осуществляют в течение 0,1-1 час при температуре, равной или на 20-100°С ниже температуры прокатки.• recrystallization annealing is carried out for 0.1-1 hours at a temperature equal to or 20-100 ° C below the rolling temperature.
• Для пояснения сущности изобретения рассмотрим его в сравнении с прототипом.• To clarify the essence of the invention, consider it in comparison with the prototype.
В прототипе проводится холодная прокатка, результатом которой являются получение полуфабриката требуемой толщины, а также холодный наклеп в сочетании с последующим рекристаллизационным отжигом, приводящий к получению требуемой мелкозернистой структуры. Для повышения однородности структуры в течение почти 2-х часов проводится операция дисперсионного осаждения, когда выделяются дисперсные когерентные частицы γ''-фазы.In the prototype, cold rolling is carried out, the result of which is to obtain a semi-finished product of the required thickness, as well as cold hardening in combination with subsequent recrystallization annealing, which leads to the desired fine-grained structure. To increase the uniformity of the structure, dispersion deposition is carried out for almost 2 hours, when dispersed coherent particles of the γ '' phase are released.
В предлагаемом способе измельчение зерен происходит за счет динамической рекристаллизации при горячей прокатке, которая инициируется прежде всего температурой, которая должна быть ниже температуры прокатки при обработке отливки, и достаточно интенсивной деформацией. Интенсивная деформация обусловлена прежде всего методом деформирования - прокаткой. Кроме того, экспериментально выбираются необходимые величины скорости и суммарной степени деформации (количество проходов) при прокатке. Использовать прокатку для реализации процесса динамической рекристаллизации, которая наиболее интенсивно развивается в многофазных сплавах, становится возможным благодаря специфическим особенностями сплава Inconel 718, а именно тому, что время выделения упрочняющих δ- и/или γ''-фаз оптимально сочетается со временем прокатки. За счет этого процесс трансформации крупных зерен в более мелкие в условиях интенсивной деформации сопровождается одновременным преобразованием когерентных частиц, выделенных при температуре деформации фаз, в некогерентные. Последнее в сочетании с измельченными зернами приводит к текущему повышению пластичности сплава. В результате повышения пластичности меняются условия протекания деформации в течение времени прокатки, постепенно приобретая характер условий сверхпластичности, способствующих повышению однородности сплава. При нагреве под последующую сверхпластическую формовку листового полуфабриката нерастворившиеся частицы упомянутых фаз стабилизируют структуру, способствуя благоприятному прохождению деформации при формовке, тогда как в прототипе дисперсные когерентные частицы только упрочняют сплав со всеми вытекающими из этого негативными последствиями либо практически полностью растворяются при нагреве под сверхпластическую формовку до температуры 975+10°С.In the proposed method, grain grinding occurs due to dynamic recrystallization during hot rolling, which is initiated primarily by a temperature that should be lower than the rolling temperature during processing of the casting, and sufficiently intense deformation. Intense deformation is caused primarily by the method of deformation - rolling. In addition, the necessary values of speed and total degree of deformation (number of passes) during rolling are experimentally selected. It is possible to use rolling for the dynamic recrystallization process, which is developing most intensively in multiphase alloys, due to the specific features of the Inconel 718 alloy, namely, the time it takes for the strengthening of the δ and / or γ '' phases to be optimally combined with the rolling time. Due to this, the process of transformation of large grains into smaller ones under conditions of intense deformation is accompanied by the simultaneous conversion of coherent particles isolated at the phase deformation temperature into incoherent ones. The latter, in combination with crushed grains, leads to a current increase in the ductility of the alloy. As a result of an increase in ductility, the conditions of the course of deformation during the rolling time change, gradually acquiring the character of superplasticity conditions, which contribute to an increase in the uniformity of the alloy. When heated to the subsequent superplastic molding of a semi-finished sheet, insoluble particles of the above phases stabilize the structure, facilitating favorable deformation during molding, whereas in the prototype dispersed coherent particles only strengthen the alloy with all the negative consequences that result from it or almost completely dissolve when heated under the superplastic molding to temperature 975 +10 ° C.
Кроме того, благодаря достаточно длительной инкубации упрочняющих фаз становится возможной горячая прокатка тонких листов даже с использованием холодных валков, поскольку при подстуживании листов в процессе прокатки не происходит дополнительного выделения упрочняющих фаз.In addition, due to a sufficiently long incubation of the hardening phases, hot rolling of thin sheets even with the use of cold rolls becomes possible, since when reinforcing the sheets during rolling the hardening phases do not additionally separate out.
Деформация при прокатке, необходимая для развития динамической рекристаллизации и преобразования когерентных частиц, выделенных при температуре деформации фаз, в некогерентные одновременно позволяет получить полуфабрикат требуемой толщины с затратой меньших усилий деформирования. При этом исключаются операции холодной прокатки и последующего рекристаллизационного отжига в качестве обязательных. Возможно использование в технологическом процессе холодной прокатки, но в отличие от прототипа с меньшими степенями деформации. Полностью исключается наиболее энергоемкая операция дисперсионного осаждения.The rolling deformation necessary for the development of dynamic recrystallization and the conversion of coherent particles separated at the phase deformation temperature into incoherent at the same time allows to obtain a semifinished product of the required thickness with the expense of less deformation efforts. This excludes the operation of cold rolling and subsequent recrystallization annealing as mandatory. It is possible to use cold rolling in the technological process, but in contrast to the prototype with lower degrees of deformation. The most energy-intensive dispersion deposition operation is completely eliminated.
Расширение технологических возможностей способа обусловлено тем, что в отличие от известных способов в листах формируется более мелкозернистая структура с размером зерен 1 мкм и менее.The expansion of technological capabilities of the method is due to the fact that, in contrast to the known methods, a finer-grained structure with a grain size of 1 μm or less is formed in the sheets.
Таким образом, поставленная задача решается всей совокупностью основных признаков изобретения.Thus, the task is solved by the totality of the main features of the invention.
Для получения в листовом полуфабрикате субмикро- и нанокристаллической структур размером вплоть до десятков нанометров рекомендуются экспериментально проверенные интервалы температур, в которых предпочтительно прокатывать листовой полуфабрикат.To obtain submicro- and nanocrystalline structures in a sheet semi-finished product up to tens of nanometers in size, experimentally tested temperature ranges are recommended in which it is preferable to roll the sheet semi-finished product.
Нижний предел температур горячей прокатки (~500°С) ограничен возможностью протекания динамической рекристаллизации. Причем чем ниже температура прокатки в указанных пределах, тем более мелкое зерно можно получить в полуфабрикате. Но резкому снижению температуры препятствует отсутствие достаточной технологической пластичности. При использовании широко известных специальных технологических приемов, таких как прокатка в оболочке, температура может быть снижена до значения, необходимого для получения размера зерен, характерного для субмикро- и нанокристаллических состояний. Однако более широкими технологическими возможностями обладает поэтапное снижение температуры прокатки.The lower limit of hot rolling temperatures (~ 500 ° C) is limited by the possibility of dynamic recrystallization. Moreover, the lower the rolling temperature within the specified limits, the finer the grain can be obtained in the semi-finished product. But a sharp drop in temperature is hampered by the lack of sufficient technological plasticity. When using well-known special technological techniques, such as rolling in a shell, the temperature can be reduced to the value necessary to obtain the grain size characteristic of submicro- and nanocrystalline states. However, a gradual reduction in rolling temperature has broader technological capabilities.
Формирование в листовых полуфабрикатах таких субмикро- и нанокристаллических структурных состояний обеспечивает реализацию эффекта низкотемпературной и высокоскоростной сверхпластичности. В частности, формирование в листах субмикрокристаллической (~0,5 мкм) или нанокристаллической (~0,05 мкм) структур позволяет осуществлять формовку и диффузионную сварку листов в условиях низкотемпературной сверхпластичности, что на 150-350°С ниже, чем при обработке по известным способам. Такое значительное снижение температуры обработки способствует резкому снижению или даже в ряде случаев исключению возможности окисления поверхности листов. Поэтому в процессах формовки и диффузионной сварки не требуется создания высокого вакуума. Обработка в защитной среде (аргоне) достаточна для получения качественных сложнопрофильных конструкций типа сотовых панелей. Кроме того, при низких температурах обработки становится возможным использование менее (в 2-8 раз) дорогостоящей оснастки из сплавов с пониженным содержанием никеля и других элементов (W, Mo, Co, Nb, Cr).The formation of such submicro- and nanocrystalline structural states in sheet semi-finished products provides the realization of the effect of low-temperature and high-speed superplasticity. In particular, the formation of submicrocrystalline (~ 0.5 μm) or nanocrystalline (~ 0.05 μm) structures in the sheets allows forming and diffusion welding of sheets under conditions of low-temperature superplasticity, which is 150-350 ° C lower than during processing according to known ways. Such a significant reduction in processing temperature contributes to a sharp decrease, or even in some cases, the elimination of the possibility of oxidizing the surface of the sheets. Therefore, in the molding and diffusion welding processes, a high vacuum is not required. Processing in a protective environment (argon) is sufficient to obtain high-quality complex structures such as honeycomb panels. In addition, at low processing temperatures it becomes possible to use less (2-8 times) expensive equipment from alloys with a low content of nickel and other elements (W, Mo, Co, Nb, Cr).
Скорость прокатки зависит прежде всего от выбранной температуры прокатки. Поскольку микрокристаллическая структура формируется при достаточно высоких температурах, когда активно протекают диффузионные процессы, благоприятствующие развитию динамической рекристаллизации и ускоренному выделению и коагуляции вторых фаз, скорость прокатки выбирается в интервале 101-10-4 с-1. При более низких температурах прокатки, когда в листовом полуфабрикате требуется получить субмикро- и нанокристаллические структурные состояния, скорость прокатки выбирается более низкой и составляет соответственно 10-1-10-4 с-1 и 10-2-10-5 c-1. Использование более низких скоростей прокатки в двух последних случаях обусловлено необходимостью увеличения времени прокатки для более полного протекания процессов выделения и преобразования когерентных частиц вторых фаз в некогерентные, но с учетом обеспечения условий для развития динамической рекристаллизации. При этом технологическая пластичность материала должна быть достаточной для сохранения его сплошности при прокатке.The rolling speed depends primarily on the selected rolling temperature. Since the microcrystalline structure is formed at sufficiently high temperatures, when diffusion processes actively occur, favoring the development of dynamic recrystallization and accelerated isolation and coagulation of the second phases, the rolling speed is selected in the range 10 1 -10 -4 s -1 . At lower rolling temperatures, when submicro- and nanocrystalline structural states are required to be obtained in the sheet semi-finished product, the rolling speed is chosen lower and is 10 -1 -10 -4 s -1 and 10 -2 -10 -5 s -1, respectively. The use of lower rolling speeds in the last two cases is due to the need to increase the rolling time for more complete processes of separation and transformation of coherent particles of the second phase into incoherent, but taking into account the conditions for the development of dynamic recrystallization. At the same time, the technological plasticity of the material should be sufficient to maintain its continuity during rolling.
Суммарную степень деформации при прокатке рекомендуется выбирать не менее 50%, чтобы обеспечить оптимальные условия для преобразования когерентных частиц вторых фаз в некогерентные и получить в листовом полуфабрикате однородную динамически рекристаллизованную структуру с требуемым размером зерен. При этом целесообразно суммарную степень набирать, по крайней мере, за два прохода.It is recommended to choose at least 50% of the total degree of deformation during rolling in order to ensure optimal conditions for the conversion of coherent particles of the second phases to incoherent ones and to obtain a uniform dynamically recrystallized structure with the required grain size in a sheet semi-finished product. In this case, it is advisable to accumulate a total degree of at least two passes.
Динамическая рекристаллизация в предварительно наклепанном состоянии протекает более интенсивно. Поэтому целесообразно между проходами горячей или изотермической прокатки проводить холодную прокатку с осуществлением последующего рекристаллизационного отжига или совмещать отжиг с нагревом под последующий проход прокатки. При рекристаллизационном отжиге в холоднодеформированном материале формируется преимущественно субзереннная структура, которая в ходе последующей динамической рекристаллизации, развивающейся при горячей или изотермической прокатке, преобразуется в полностью рекристаллизованную структуру с некогерентными выделениями вторых фаз.Dynamic recrystallization in a pre-riveted state proceeds more intensively. Therefore, it is advisable to conduct cold rolling between hot or isothermal rolling passes with subsequent recrystallization annealing or to combine annealing with heating for a subsequent rolling pass. During recrystallization annealing in a cold-deformed material, a predominantly subgrain structure is formed, which, during subsequent dynamic recrystallization, which develops during hot or isothermal rolling, is transformed into a completely recrystallized structure with incoherent precipitates of the second phases.
На первом проходе прокатки выделения вторых фаз не успевают скоагулировать до размеров, при которых расстояние между частицами становится достаточным для формирования зародышей динамической рекристаллизации. Поэтому целесообразно между проходами проводить отжиг в течение 0,1-1 час. В этом случае имеет место дальнейшее развитие процессов структурообразования, начавшихся при динамической рекристаллизации, но уже в ходе постдинамической и статической рекристаллизации приводящих к существенному увеличению рекристаллизованного объема вплоть до получения в листовом полуфабрикате полностью рекристаллизованной структуры.In the first pass of rolling, the precipitates of the second phases do not have time to coagulate to sizes at which the distance between the particles becomes sufficient for the formation of nuclei of dynamic recrystallization. Therefore, it is advisable to conduct annealing between passes for 0.1-1 hours. In this case, there is a further development of structure formation processes that began during dynamic recrystallization, but already during the postdynamic and static recrystallization, leading to a significant increase in the recrystallized volume until a completely recrystallized structure is obtained in the sheet semi-finished product.
Температура последеформационного отжига между проходами выбирается равной температуре нагрева заготовок под последующую прокатку либо на 20-100°С ниже температуры прокатки. При уменьшении температуры отжига более чем на 100°С по сравнению с температурой прокатки не происходит заметного увеличения рекристаллизованного объема.The temperature of post-deformation annealing between passes is chosen equal to the heating temperature of the billets for subsequent rolling, or 20-100 ° C below the rolling temperature. With a decrease in the annealing temperature by more than 100 ° С compared with the rolling temperature, there is no noticeable increase in the recrystallized volume.
Отжиг в течение одного часа достаточен для завершения рекристаллизационных процессов. Поэтому увеличение времени отжига более одного часа нецелесообразно, т.к. тогда снижается производительность предлагаемого способа.An annealing for one hour is sufficient to complete the recrystallization processes. Therefore, an increase in the annealing time of more than one hour is impractical, because then the performance of the proposed method is reduced.
Совмещение операции последеформационного отжига с нагревом под последующий проход прокатки способствует сокращению технологического цикла обработки.Combining the operation of post-deformation annealing with heating for a subsequent rolling pass helps to reduce the processing cycle of the processing.
Повышение однородности структуры и изотропности свойств прокатываемого листа достигается при изменении направления прокатки после прохода на 45-180°, а также при проведении прокатки с переворотом листа.Improving the uniformity of the structure and the isotropy of the properties of the rolled sheet is achieved by changing the direction of rolling after passage by 45-180 °, as well as when rolling with turning the sheet.
Осуществление на одной из стадий окончательной обработки прокатки в квазиизотермических или изотермических условиях обеспечивает наиболее благоприятные условия для развития динамической рекристаллизации, что особенно актуально при низких температурах деформации. Кроме того, такие условия способствуют сверхпластической деформации при прокатке, позволяя получить наиболее качественные листовые полуфабрикаты с изотропными свойствами.The implementation at one of the stages of the final processing of rolling under quasi-isothermal or isothermal conditions provides the most favorable conditions for the development of dynamic recrystallization, which is especially true at low deformation temperatures. In addition, such conditions contribute to superplastic deformation during rolling, allowing to obtain the highest quality sheet semi-finished products with isotropic properties.
Для создания условий, близких к изотермическим, исключающих подстуживание, целесообразно прокатку осуществлять с использованием теплоизолирующего пакета, в который помещают от одного до десяти листов прокатываемого материала. При этом листовой материал для теплоизолирующего пакета выбирают из условия:To create conditions that are close to isothermal, excluding undercooling, it is advisable to carry out rolling using a heat-insulating bag, in which from one to ten sheets of rolled material are placed. In this case, the sheet material for the insulating package is selected from the condition:
δм/δп=Км·σм s/σп s,δ m / δ p = K m · σ m s / σ p s ,
в соответствии с которым соотношение между напряжением течения прокатываемого листа или листов и материала пакета должно обеспечивать целостность пакета при прокатке. Материал пакета должен быть более пластичным, чем прокатываемый сплав, и иметь несколько меньшее значение напряжения течения. В этом случае обеспечивается наиболее благоприятная схема деформации для листа. Одновременная прокатка нескольких листов позволит также повысить производительность предлагаемого способа. Соответственно данный прием рекомендуется использовать при прокатке тонких листов. Как было уже отмечено, при анализе сущности изобретения прокатка в пакете позволит снизить температуру прокатки до значений, позволяющих активизировать процесс динамической рекристаллизации и получить в листе структуру с наименьшим размером зерен без дополнительных прокаток.according to which the ratio between the flow stress of the rolled sheet or sheets and the material of the package should ensure the integrity of the package during rolling. The material of the package should be more ductile than the rolled alloy, and have a slightly lower value of the flow stress. In this case, the most favorable deformation scheme for the sheet is provided. Simultaneous rolling of several sheets will also improve the performance of the proposed method. Accordingly, this technique is recommended for use when rolling thin sheets. As already noted, when analyzing the essence of the invention, rolling in a bag will reduce the rolling temperature to values that allow you to activate the dynamic recrystallization process and get in the sheet structure with the smallest grain size without additional rolling.
При необходимости получения листового полуфабриката с повышенными прочностными свойствами целесообразно после стадий горячей или изотермической прокатки осуществлять холодную прокатку до конечной толщины листа с последующим отжигом для снятия внутренних напряжений. При этом по сравнению с прототипом необходимо отметить снижение усилий деформирования при холодной прокатке за счет отсутствия когерентных частиц вторых фаз.If it is necessary to obtain a sheet semi-finished product with increased strength properties, it is advisable to carry out cold rolling after the stages of hot or isothermal rolling to the final thickness of the sheet, followed by annealing to relieve internal stresses. Moreover, in comparison with the prototype, it is necessary to note a decrease in the deformation forces during cold rolling due to the absence of coherent particles of the second phases.
Изобретение поясняется графическими материалами, где представлены различные структуры в листовом полуфабрикате, которые позволяет получить способ.The invention is illustrated in graphic materials, which presents various structures in a sheet prefabricated, which allows to obtain a method.
На фиг.1 представлена микрокристаллическая структура (увеличено в 1000 раз).Figure 1 shows the microcrystalline structure (enlarged 1000 times).
На фиг.2 представлена субмикристаллическая структура (увеличено в 20000 раз).Figure 2 presents the submicrocrystalline structure (enlarged 20,000 times).
На фиг.3 представлена нанокристаллическая структура (увеличено в 100000 раз).Figure 3 presents the nanocrystalline structure (increased 100,000 times).
В таблице 1 приведен номинальный химический состав никелевого сплава типа Inconel 718.Table 1 shows the nominal chemical composition of the nickel alloy type Inconel 718.
В таблице 2 приведены сверхпластические свойства листовых полуфабрикатов с микро-, субмикро- и нанокристаллической структурой, изготовленных по предлагаемому способу.Table 2 shows the superplastic properties of sheet semi-finished products with micro-, submicro- and nanocrystalline structures made by the proposed method.
Характеристики сверхпластических свойств сплава Inconel 718table 2
Characteristics of the superplastic properties of the Inconel 718 alloy
Примеры конкретного осуществления способа.Examples of specific implementation of the method.
Данные примеры не исчерпывают всех возможностей способа в отношении размеров исходных заготовок и полученных полуфабрикатов, а также выбора конкретных режимов способа.These examples do not exhaust all the possibilities of the method with respect to the sizes of the initial blanks and the obtained semi-finished products, as well as the choice of specific modes of the method.
Пример 1.Example 1
Заготовка из сплава Inconel 718 сечением 20Х600 мм2 и длиной 2500 мм была изготовлена по традиционной технологии, включающей выплавку слитка в вакууме, двойной переплав слитка, последующую деформационную обработку слитка (выше 1000°С) и горячую прокатку с нагревом до температуры однофазной области (1050°С). Из указанной полосы были вырезаны заготовки с размерами 200×300×20 мм3 для окончательной прокатки до требуемого размера. Анализ микроструктуры заготовок в исходном состоянии показал, что она полностью рекристаллизованная со средним размером зерен ~44 мкм.The Inconel 718 alloy billet with a cross section of 20X600 mm 2 and a length of 2500 mm was made according to traditional technology, including ingot smelting in vacuum, double ingot remelting, subsequent deformation of the ingot (above 1000 ° C), and hot rolling with heating to a temperature of the single-phase region (1050 ° C). From this strip were cut blanks with dimensions of 200 × 300 × 20 mm 3 for final rolling to the desired size. An analysis of the microstructure of the preforms in the initial state showed that it was completely recrystallized with an average grain size of ~ 44 μm.
Для определения конкретной температуры прокатки сплава Inconel 718 с целью формирования структуры с заданным размером зерен использовали результаты микроструктурных исследований после изотермической осадки цилиндрических образцов диаметром 10 мм и высотой 15 мм. Затем на модельных образцах размером 20×50×8 мм3, вырезанных из более массивных заготовок, уточняли температурно-скоростные режимы прокатки для получения в листовых полуфабрикатах требуемой микроструктуры.To determine the specific rolling temperature of the Inconel 718 alloy in order to form a structure with a given grain size, the results of microstructural studies after isothermal precipitation of cylindrical samples with a diameter of 10 mm and a height of 15 mm were used. Then, on model samples 20 × 50 × 8 mm 3 in size, cut from more massive billets, the temperature and temperature modes of rolling were refined to obtain the required microstructure in sheet semi-finished products.
Требуется получить лист толщиной 5 мм с микрокристаллической структурой с размером зерен 3 мкм. Для получения листа толщиной 5 мм была использована заготовка толщиной 20 мм. Причем исходная толщина заготовки под прокатку была выбрана такой толщины, чтобы суммарная степень прокатки составляла не менее 50%, для того чтобы в результате динамической рекристаллизации сформировалась рекристаллизованная однородная структура с требуемым размером зерен, а также произошла трансформация когерентных частиц вторых фаз в некогерентные с высокоугловыми границами. Для получения микрокристаллической структуры с размером зерен 3 мкм оптимальной является температура 910°С. В результате прокатки заготовки с начальной толщиной 20 мм до конечной толщины 5 мм суммарная степень деформации составит 75%. Для получения микрокристаллической структуры рекомендуется прокатку осуществлять в интервале скоростей 101-10-4 с-1. С учетом возможностей используемого прокатного стана была выбрана скорость прокатки 10-1 с-1.It is required to obtain a sheet 5 mm thick with a microcrystalline structure with a grain size of 3 μm. To obtain a sheet with a thickness of 5 mm, a workpiece with a thickness of 20 mm was used. Moreover, the initial thickness of the billet for rolling was chosen such that the total degree of rolling was at least 50%, so that as a result of dynamic recrystallization a uniform crystallized structure with the required grain size was formed, and coherent particles of the second phases were transformed into incoherent particles with high-angle boundaries . To obtain a microcrystalline structure with a grain size of 3 μm, the optimum temperature is 910 ° C. As a result of rolling the workpiece with an initial thickness of 20 mm to a final thickness of 5 mm, the total degree of deformation will be 75%. To obtain a microcrystalline structure, rolling is recommended to be carried out in the speed range 10 1 -10 -4 s -1 . Taking into account the capabilities of the used rolling mill, a rolling speed of 10 -1 s -1 was chosen.
Заготовки с размерами 200×300×20 мм3 нагревали до температуры 910°С и выдерживали при данной температуре в течение 30 мин. Затем при окончательной обработке прокатку листа до требуемого размера зерен и заданной толщины осуществляли при данной температуре в изотермических условиях за четыре прохода, при этом между проходами заготовку подогревали в печи в течение 10-30 мин. Т.е. фактически осуществляли последеформационный отжиг, который совмещали с нагревом под следующий проход прокатки. Скорость деформации при прокатке составляла 10-1 c-1. В результате были получены листы толщиной 5 мм. Анализ микроструктуры прокатанного листа показал, что в нем была сформирована микрокристаллическая структура с размером зерен 2,9 мкм. Электронно-микроскопический анализ структуры показал, что одновременно с измельчением структуры произошла трансформация когерентных пластинчатых выделений δ-фазы в глобулярные некогерентные частицы - зерна размером 0,5-1 мкм с их произвольной ориентировкой относительно зерен матрицы (γ-фазы). Таким образом, в результате прокатки в листе была сформирована однородная микрокристаллическая структура (фиг.1).Billets with dimensions of 200 × 300 × 20 mm 3 were heated to a temperature of 910 ° C and kept at this temperature for 30 minutes. Then, during final processing, the sheet was rolled to the required grain size and predetermined thickness at four temperatures at isothermal conditions at this temperature, while the workpiece was heated in the oven between 10 passes for 10-30 minutes. Those. in fact, post-deformation annealing was carried out, which was combined with heating for the next rolling pass. The rolling strain rate was 10 −1 s −1 . As a result, 5 mm thick sheets were obtained. An analysis of the microstructure of the rolled sheet showed that a microcrystalline structure with a grain size of 2.9 μm was formed in it. Electron microscopic analysis of the structure showed that, simultaneously with the refinement of the structure, coherent lamellar precipitates of the δ phase were transformed into globular incoherent particles - grains 0.5-1 μm in size with their arbitrary orientation relative to the matrix grains (γ phase). Thus, as a result of rolling, a uniform microcrystalline structure was formed in the sheet (Fig. 1).
Пример 2.Example 2
При тех же температурно-скоростных режимах, что и в примере 1, из заготовок размером 200×300×20 мм3 были прокатаны листы за 6-10 проходов до толщины 1-2 мм. При этом суммарная степень деформации составила 90-95%. Прокатку заготовок осуществляли с циклическим изменением направления прокатки на 45, 90 и 180°, а также с переворотом листа в горизонтальной плоскости. Визуальный осмотр прокатанных листов показал, что циклическое изменение направления прокатки, а также переворот листа в горизонтальной плоскости способствовали улучшению качества листового полуфабриката. Кроме того, структура листа стала еще более однородной. Средний размер зерен γ-фазы составил 3 мкм, при этом размер некогерентных частиц - зерен δ-фазы глобулярной формы равен 0,5-1,2 мкм. Механические испытания листов показали, что после такой обработки сверхпластические свойства листов соответствуют значениям, приведенным в таблице 2 для температуры 900°С для и скорости деформации 5·10-4 с-1, и практически одинаковы как в продольном, так и в поперечном направлениях прокатанного листа.At the same temperature and speed conditions as in Example 1, sheets were cut from billets of 200 × 300 × 20 mm 3 in 6-10 passes to a thickness of 1-2 mm. The total degree of deformation was 90-95%. The rolling of the billets was carried out with a cyclic change in the direction of rolling by 45, 90 and 180 °, as well as with the turning of the sheet in the horizontal plane. A visual inspection of the rolled sheets showed that a cyclic change in the direction of rolling, as well as turning the sheet in a horizontal plane, contributed to the improvement of the quality of the semi-finished sheet. In addition, the structure of the sheet has become even more uniform. The average grain size of the γ phase was 3 μm, while the size of incoherent particles - grains of the δ phase of a globular shape is 0.5-1.2 μm. Mechanical tests of the sheets showed that after such processing the superplastic properties of the sheets correspond to the values given in table 2 for a temperature of 900 ° C and a strain rate of 5 · 10 -4 s -1 , and are almost identical both in the longitudinal and transverse directions of the rolled sheet.
Пример 3.Example 3
Заготовки с исходными размерами 200×300×20 мм3 и крупнозернистой структурой под окончательную прокатку были изготовлены по режимам, приведенным в примере 1.Billets with the initial dimensions of 200 × 300 × 20 mm 3 and a coarse-grained structure for final rolling were made according to the modes given in example 1.
Требуется получить лист толщиной 2 мм с субмикрокристаллической структурой с размером зерен 0,5 мкм. При окончательной обработке прокатку осуществляли в два этапа. На первом этапе прокатку заготовки с исходной толщиной 20 мм до толщины 8 мм, что соответствует суммарной степени деформации 60%, осуществляли за 4 прохода в квазиизотермических условиях. Заготовку нагревали до температуры 910-825°С, а валки подогревали до температуры 700°С. Прокатку осуществляли со скоростью деформации 10-2 с-1. В результате прокатки на первом этапе был получен лист толщиной 8 мм, в котором была сформирована микрокристаллическая структура с размером зерен 1-1,5 мкм. На втором этапе дополнительную прокатку производили в изотермических условиях за 6 проходов в интервале температур 800-720°С. Для получения субмикрокристаллической структуры рекомендуется прокатку осуществлять в интервале скоростей 10-1-10-4 с-1. Скорость прокатки выбирали из указанного интервала. Причем скорость прокатки при температуре 800°С была выбрана равной 10-2 с-1, а для температуры 720°С она составляла 10-3 с-1. В результате дополнительной прокатки на втором этапе с суммарной степенью 75% был получен лист толщиной 2 мм с субмикрокристаллической структурой с размером зерен матрицы 0,45 мкм. При электронно-микроскопическом анализе структуры было установлено, в структуре присутствуют также некогерентные выделения δ-фазы размером 0,2-0,6 мкм, образовавшиеся в ходе динамической рекристаллизации за счет фрагментации более крупных частиц δ-фазы, сформировавшихся на первом этапе, а также за счет дополнительного выделения при пониженных температурах (800-700°С) метастабильных когерентных частиц γ''-фазы и преобразования их при прокатке в более стабильные некогерентные частицы - зерна δ-фазы. Таким образом, в результате прокатки в листе была сформирована субмикрокристаллическая структура (фиг.2).It is required to obtain a sheet 2 mm thick with a submicrocrystalline structure with a grain size of 0.5 μm. During final processing, rolling was carried out in two stages. At the first stage, rolling of a workpiece with an initial thickness of 20 mm to a thickness of 8 mm, which corresponds to a total degree of deformation of 60%, was carried out in 4 passes in quasi-isothermal conditions. The billet was heated to a temperature of 910-825 ° C, and the rolls were heated to a temperature of 700 ° C. Rolling was carried out with a strain rate of 10 -2 s -1 . As a result of rolling in the first stage, a sheet with a thickness of 8 mm was obtained in which a microcrystalline structure with a grain size of 1-1.5 μm was formed. At the second stage, additional rolling was carried out in isothermal conditions for 6 passes in the temperature range of 800-720 ° C. To obtain a submicrocrystalline structure, rolling is recommended to be carried out in the speed range 10 -1 -10 -4 s -1 . The rolling speed was selected from the specified interval. Moreover, the rolling speed at a temperature of 800 ° C was chosen equal to 10 -2 s -1 , and for a temperature of 720 ° C it was 10 -3 s -1 . As a result of additional rolling in the second stage with a total degree of 75%, a sheet 2 mm thick with a submicrocrystalline structure with a grain size of 0.45 μm matrix was obtained. An electron-microscopic analysis of the structure showed that the structure also contains incoherent δ-phase precipitates of 0.2-0.6 μm in size, which were formed during dynamic recrystallization due to the fragmentation of larger particles of the δ-phase formed at the first stage, as well as due to the additional isolation at low temperatures (800-700 ° C) of metastable coherent particles of the γ '' phase and their transformation during rolling into more stable incoherent particles - grains of the δ phase. Thus, as a result of rolling, a submicrocrystalline structure was formed in the sheet (Fig. 2).
При исследовании механических свойств изготовленных листов было установлено, что сформированная в них субмикрокристаллическая структура обеспечивает проявление эффекта низкотемпературной сверхпластичности. Сверхпластические свойства листов соответствуют значениям, приведенным в таблице 2, например, для температуры 700°С, скорости деформации 5-10-4 с-1 и практически одинаковы как в продольном, так и в поперечном направлениях прокатанного листа.In the study of the mechanical properties of the fabricated sheets, it was found that the submicrocrystalline structure formed in them provides a manifestation of the effect of low-temperature superplasticity. The superplastic properties of the sheets correspond to the values given in table 2, for example, for a temperature of 700 ° C, strain rates of 5-10 -4 s -1 and are almost the same both in the longitudinal and transverse directions of the rolled sheet.
Пример 4.Example 4
Требуется получить лист толщиной 0,6 мм с нанокристаллической структурой с размером зерен 0,07 мкм. В качестве исходной заготовки использовали лист толщиной 2 мм с субмикрокристаллической структурой с размером зерен 0,5 мкм, который был получен прокаткой по режимам, приведенным в примере 3. Для получения нанокрокристаллической структуры рекомендуется прокатку осуществлять в интервале скоростей 10-2-10-5 с-1. Скорость прокатки выбирали из указанного интервала. Для получения нанокристаллической структуры целесообразно использовать изотермический прокатный стан, на котором прокатку можно осуществлять с низкими скоростями, которые благоприятны для развития процессов динамической рекристаллизации и преобразования когерентных частиц вторых фаз в некогерентные при низких гомологических температурах.It is required to obtain a sheet 0.6 mm thick with a nanocrystalline structure with a grain size of 0.07 μm. As the initial billet, a sheet with a thickness of 2 mm with a submicrocrystalline structure with a grain size of 0.5 μm was used, which was obtained by rolling according to the conditions given in Example 3. To obtain a nanocrocrystalline structure, rolling is recommended to be carried out in a speed range of 10 -2 -10 -5 s -1 . The rolling speed was selected from the specified interval. To obtain a nanocrystalline structure, it is advisable to use an isothermal rolling mill, at which rolling can be carried out at low speeds, which are favorable for the development of dynamic recrystallization processes and the conversion of coherent particles of the second phase to incoherent at low homological temperatures.
Дополнительный этап прокатки осуществляли в изотермических условиях за 12 проходов в интервале 625-570°С. Прокатку осуществляли со скоростью деформации 10-3 при температуре 625°С и 10-4 с-1 при температуре 570°С. В результате дополнительной прокатки листовой заготовки с начальной толщиной 2 мм до конечной толщины 0,6 мм, что соответствует суммарной степени деформации 70%, был получен лист с нанокристаллической структурой с размером зерен матрицы 0,06-0,08 мкм. При электронно-микроскопическом анализе структуры было установлено, в структуре присутствуют также некогерентные выделения δ-фазы размером 0,05-0,09 мкм.An additional rolling step was carried out in isothermal conditions for 12 passes in the range of 625-570 ° C. Rolling was carried out with a strain rate of 10 -3 at a temperature of 625 ° C and 10 -4 s -1 at a temperature of 570 ° C. As a result of additional rolling of a sheet billet with an initial thickness of 2 mm to a final thickness of 0.6 mm, which corresponds to a total degree of deformation of 70%, a sheet with a nanocrystalline structure with a grain size of the matrix of 0.06-0.08 μm was obtained. An electron microscopic analysis of the structure showed that incoherent δ phase precipitates of 0.05–0.09 μm in size are also present in the structure.
Итак, в результате прокатки в листе была сформирована нанокристаллическая структура (фиг.3).So, as a result of rolling, a nanocrystalline structure was formed in the sheet (Fig. 3).
Анализ механических свойств изготовленных листов показал, что сформированная в них нанокристаллическая структура, обеспечивает проявления эффекта низкотемпературной сверхпластичности даже при температуре 600°С и скорости деформации 5·10-4 с-1. Характеристики сверхпластических свойств листов с нанокристаллической структурой соответствуют значениям, приведенным в таблице 2, и практически одинаковы как в продольном, так и в поперечном направлениях прокатанного листа.An analysis of the mechanical properties of the prepared sheets showed that the nanocrystalline structure formed in them provides the manifestation of the effect of low-temperature superplasticity even at a temperature of 600 ° C and a strain rate of 5 · 10 -4 s -1 . The characteristics of the superplastic properties of sheets with a nanocrystalline structure correspond to the values given in table 2, and are almost identical in both the longitudinal and transverse directions of the rolled sheet.
Пример 5.Example 5
Требуется изготовить лист толщиной 2 мм с субмикрокристаллической структурой с размером зерен 0,7 мкм.It is required to produce a sheet 2 mm thick with a submicrocrystalline structure with a grain size of 0.7 μm.
Заготовки с исходными размерами 200×300×20 мм3 и крупнозернистой структурой под окончательную прокатку были изготовлены по режимам, приведенным в примере 1.Billets with the initial dimensions of 200 × 300 × 20 mm 3 and a coarse-grained structure for final rolling were made according to the modes given in example 1.
Окончательную прокатку осуществляли в два этапа. На первом этапе горячую прокатку заготовки до толщины 6 мм осуществляли за 8 проходов с нагревом заготовки до температуры 950-850°С. Прокатку на первом этапе осуществляли со скоростью деформации 101 c-1 с суммарной степенью 70%. В результате прокатки заготовки с исходной толщиной 20 мм на первом этапе был получен лист толщиной 6 мм, в котором была сформирована микрокристаллическая структура с размером зерен матрицы 1-2 мкм и некогерентных частиц δ-фазы - 0,8-1,5 мкм. На втором этапе дополнительную прокатку производили в квазиизотермических условиях. Для создания квазиизотермических условий использовали теплоизолирующий пакет из нержавеющей стали. Исходную толщину листов пакета расчитывали по формулеThe final rolling was carried out in two stages. At the first stage, the hot rolling of the billet to a thickness of 6 mm was carried out in 8 passes with heating the billet to a temperature of 950-850 ° C. The rolling at the first stage was carried out with a strain rate of 10 1 s -1 with a total degree of 70%. As a result of rolling a workpiece with an initial thickness of 20 mm, a sheet 6 mm thick was obtained in the first stage, in which a microcrystalline structure was formed with a grain size of 1-2 μm matrix and incoherent particles of the δ phase - 0.8-1.5 μm. At the second stage, additional rolling was carried out under quasi-isothermal conditions. To create quasi-isothermal conditions, a stainless steel heat-insulating bag was used. The initial thickness of the sheets of the package was calculated by the formula
δм/δп=Км·σм s/σп s,δ m / δ p = K m · σ m s / σ p s ,
где δм= - толщина прокатываемого листа, равная 6 мм;where δ m = is the thickness of the rolled sheet, equal to 6 mm;
σм s - напряжение течения материала прокатываемой заготовки при температуре деформации 10-3 с-1, равное 540 МПа;σ m s - stress flow of the material of the rolled billet at a deformation temperature of 10 -3 s -1 , equal to 540 MPa;
σп s - напряжение течения материала пакета при температуре деформации 750°С, равное 180 МПа, для стали 12Х18Н9Т;σ p s is the stress of the flow of the material of the package at a deformation temperature of 750 ° C, equal to 180 MPa, for steel 12X18N9T;
Км - эмпирический коэффициент, зависящий от конструкции пакета, характеристик физико-механических свойств материала пакета.To m is an empirical coefficient, depending on the design of the package, the characteristics of the physico-mechanical properties of the material of the package.
Значение Км принимается равным 0,3.The value of Km is taken equal to 0.3.
Расчетная толщина листов пакета составила δп=δм·σп s/σм s=6·180/540=6,7 (мм).The estimated thickness of the sheets of the package was δ p = δ m · σ p s / σ m s = 6 · 180/540 = 6.7 (mm).
В пакет устанавливается 5 листов из сплава Inconel 718 толщиной 6 мм, изготовленных на первом этапе окончательной прокатки. По периметру пакет заварили аргонодуговой сваркой. Прокатку пакета осуществляли за 12 проходов с поэтапным снижением температуры нагрева заготовки и валков в интервале температур 800-750°С. Прокатку осуществляли со скоростью деформации 10-1 при температуре нагрева пакета под прокатку 800°С и 10-2 с-1 при температуре нагрева 750°С. В результате дополнительной прокатки на втором этапе с суммарной степенью 75% был получен лист толщиной 2 мм с субмикрокристаллической структурой с размером зерен матрицы ~0,7 мкм. Использование пакетной прокатки позволило существенно повысить производительность технологического процесса изготовления листов и соответственно существенно уменьшить себестоимость продукции.The package contains 5 sheets of Inconel 718 alloy 6 mm thick, made in the first stage of the final rolling. Along the perimeter, the package was welded by argon arc welding. The rolling of the package was carried out in 12 passes with a gradual decrease in the heating temperature of the workpiece and rolls in the temperature range 800-750 ° C. Rolling was carried out with a strain rate of 10 -1 at a heating temperature of the package for rolling 800 ° C and 10 -2 s -1 at a heating temperature of 750 ° C. As a result of additional rolling in the second stage with a total degree of 75%, a sheet 2 mm thick with a submicrocrystalline structure with a grain size of the matrix of ~ 0.7 μm was obtained. The use of batch rolling allowed to significantly increase the productivity of the technological process of manufacturing sheets and, accordingly, significantly reduce the cost of production.
Пример 6.Example 6
Заготовки с исходными размерами 200×300×20 мм3 и крупнозернистой структурой под окончательную прокатку были изготовлены по режимам, приведенным в примере 1.Billets with the initial dimensions of 200 × 300 × 20 mm 3 and a coarse-grained structure for final rolling were made according to the modes given in example 1.
Требуется получить лист толщиной 2 мм с субмикрокристаллической структурой с размером зерен 0,5 мкм. При окончательной обработке прокатку осуществляли следующим образом. Прокатку листа до толщины 8 мм осуществляли за 4 прохода в квазиизотермических условиях. Заготовку нагревали до температуры 925°С, а валки подогревали до температуры 700°С. Прокатку осуществляли со скоростью деформации 10-2 с-1 с суммарной степенью 60%. В результате прокатки был получен лист толщиной 8 мм, в котором была сформирована микрокристаллическая структура с размером зерен 3 мкм. Затем провели холодную прокатку листа до толщины 4 мм и рекристаллизационный отжиг при температуре 725°С в течение 2 час. Далее провели дополнительную прокатку в изотермических условиях при температуре 725°С со скоростью 10-3 с-1. В результате дополнительной прокатки на втором этапе с суммарной степенью 75% был получен лист толщиной 2 мм с субмикрокристаллической структурой с размером зерен матрицы и некогерентных частиц - зерен δ-фазы размером ~0,5 мкм. Проведение дополнительной операции холодной прокатки с рекристаллизационным отжигом позволило ускорить при последующей прокатке в квазиизотермических условиях процесс преобразования когерентных метастабильных частиц γ''-фазы в более стабильные некогерентные частицы - зерна δ-фазы и сформировать еще более однородную структуру.It is required to obtain a sheet 2 mm thick with a submicrocrystalline structure with a grain size of 0.5 μm. In the final processing, rolling was carried out as follows. The sheet was rolled to a thickness of 8 mm in 4 passes in quasi-isothermal conditions. The billet was heated to a temperature of 925 ° C, and the rolls were heated to a temperature of 700 ° C. Rolling was carried out with a strain rate of 10 -2 s -1 with a total degree of 60%. As a result of rolling, an 8 mm thick sheet was obtained in which a microcrystalline structure with a grain size of 3 μm was formed. Then, cold rolling of the sheet to a thickness of 4 mm and recrystallization annealing at a temperature of 725 ° C for 2 hours were carried out. Further, additional rolling was carried out in isothermal conditions at a temperature of 725 ° C at a speed of 10 -3 s -1 . As a result of additional rolling, at the second stage with a total degree of 75%, a sheet with a thickness of 2 mm was obtained with a submicrocrystalline structure with a grain size of the matrix and incoherent particles — grains of the δ phase of ~ 0.5 μm in size. An additional cold rolling operation with recrystallization annealing made it possible to accelerate, during subsequent rolling under quasi-isothermal conditions, the conversion of coherent metastable particles of the γ '' phase into more stable incoherent particles - grains of the δ phase and to form an even more uniform structure.
Источники информацииInformation sources
1. Traitements Thermomecaniques de L'Alliage NC 19 FE NB (INCONEL 718), Memories et Etudes Scient-Fiques Revue de Mantallurgie, vol.83, №11, Nov.1986, pp.561-569.1. Traitements Thermomecaniques de L'Alliage NC 19 FE NB (INCONEL 718), Memories et Etudes Scient-Fiques Revue de Mantallurgie, vol. 83, No. 11, Nov.1986, pp.561-569.
2. United States Patent, №6328827, December 11, 2001.2. United States Patent, No. 6328827, December 11, 2001.
3. United States Patent, №3519503, Jul. 1970.3. United States Patent, No. 3519503, Jul. 1970.
4. Патент Российской федерации №2119842 RU // Утяшев Ф.З., Кайбышев О.А., Валитов В.А., 10.10.98.4. Patent of the Russian Federation №2119842 RU // Utyashev F.Z., Kaybyshev O.A., Valitov V.A., 10.10.98.
Claims (15)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2004118740/02A RU2269589C1 (en) | 2004-06-21 | 2004-06-21 | Method of manufacture of a sheet semiproduct produced out of an alloy based on nickel of inconel 718 type |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2004118740/02A RU2269589C1 (en) | 2004-06-21 | 2004-06-21 | Method of manufacture of a sheet semiproduct produced out of an alloy based on nickel of inconel 718 type |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2004118740A RU2004118740A (en) | 2006-01-10 |
| RU2269589C1 true RU2269589C1 (en) | 2006-02-10 |
Family
ID=35871600
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2004118740/02A RU2269589C1 (en) | 2004-06-21 | 2004-06-21 | Method of manufacture of a sheet semiproduct produced out of an alloy based on nickel of inconel 718 type |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2269589C1 (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2460824C1 (en) * | 2011-06-22 | 2012-09-10 | Российская Федерация в лице Министерства промышленности и торговли Российской Федерации (Минпромторг России) | Method for obtaining plate articles from nickel heat-resistant alloys |
-
2004
- 2004-06-21 RU RU2004118740/02A patent/RU2269589C1/en not_active IP Right Cessation
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| CAMUS G., TRAITEMENTS THERMOMECANIQUES DE L'ALLIAGE. NC19FeNb (Inconel 718). Mem. et etud. sci. Rev. met., 1986, 83, №116 р.561-569. * |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2460824C1 (en) * | 2011-06-22 | 2012-09-10 | Российская Федерация в лице Министерства промышленности и торговли Российской Федерации (Минпромторг России) | Method for obtaining plate articles from nickel heat-resistant alloys |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| RU2004118740A (en) | 2006-01-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Zhang et al. | Microstructural origin and control mechanism of the mixed grain structure in Ni-based superalloys | |
| CN106498318B (en) | Improve the process of 2219 aluminium alloy rings comprehensive mechanical properties | |
| Sui et al. | Processing map for hot working of Inconel 718 alloy | |
| Wang et al. | High-efficiency forming processes for complex thin-walled titanium alloys components: State-of-the-art and perspectives | |
| Tang et al. | Hot forging design and microstructure evolution of a high Nb containing TiAl alloy | |
| Loria | The status and prospects of alloy 718 | |
| CN112410681B (en) | High-strength-ductility medium manganese steel and preparation method thereof | |
| Klimova et al. | Microstructure and texture evolution of a high manganese TWIP steel during cryo-rolling | |
| RU2555267C2 (en) | Method of fabrication of thin sheets from two-phase titanium alloy and product from these sheets | |
| Kaibyshev | Grain refinement in commercial alloys due to high plastic deformations and phase transformations | |
| Chen et al. | Evolution of hot processing map and microstructure of as-forged nickel-based superalloy during hot deformation | |
| Gao et al. | Microstructure and properties of forged plasma arc melted pilot ingot of Ti–45Al–8.5 Nb–(W, B, Y) alloy | |
| CN107779746A (en) | Ultrahigh-intensity high-toughness is anti-corrosion resistance to oxidation Ultra-fine Grained steel alloy and preparation method thereof | |
| Pérez | Microstructural evolution of Nimonic 80a during hot forging under non-isothermal conditions of screw press | |
| Srinivasan et al. | Scaling up of equal channel angular pressing (ECAP) for the production of forging stock | |
| Wei et al. | Microstructure evolution and recrystallization of Ti-44.5 Al-3.8 Nb-1Mo-0.2 B alloy with different initial microstructure during hot pack rolling | |
| Kim et al. | Accelerating globularization in additively manufactured Ti-6Al-4V by exploiting martensitic laths | |
| CN111235502A (en) | Production method of large-size nickel-based high-temperature alloy forging | |
| Qi et al. | Superior mechanical properties and microstructural evolution of powder metallurgy 2195 Al-Li alloy subjected to hot extrusion | |
| Li et al. | Effects of current-assisted heat treatment time on microstructure evolution and superplastic properties of Ti-22Al-24Nb-0.5 Mo alloy | |
| JP2018510268A (en) | Method for manufacturing titanium and titanium alloy articles | |
| CN105695910A (en) | Superplastic forming method of TiAl-based alloy sheet | |
| Chen et al. | Effect of inter-pass annealing on the deformation microstructure of Ti-48Al-2Cr-2Nb alloy | |
| CN109628833B (en) | Cr-Mo-Si-V cold-work die steel and preparation method thereof | |
| Zhang et al. | Recent research and development on forming for large magnesium alloy components with high mechanical properties |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20130622 |