RU2399684C2 - Procedure for alloys age-hardening - Google Patents
Procedure for alloys age-hardening Download PDFInfo
- Publication number
- RU2399684C2 RU2399684C2 RU2008108107/02A RU2008108107A RU2399684C2 RU 2399684 C2 RU2399684 C2 RU 2399684C2 RU 2008108107/02 A RU2008108107/02 A RU 2008108107/02A RU 2008108107 A RU2008108107 A RU 2008108107A RU 2399684 C2 RU2399684 C2 RU 2399684C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- alloy
- aging temperature
- carried out
- temperature
- heating
- Prior art date
Links
Landscapes
- Control Of Heat Treatment Processes (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к металлургии, а именно к термической обработке дисперсионно-твердеющих сплавов (мартенситно-стареющих, титановых, жаропрочных), работающих в условиях низких и высоких температур и радиации.The invention relates to metallurgy, and in particular to the heat treatment of precipitation hardening alloys (martensitic-aging, titanium, heat-resistant), operating at low and high temperatures and radiation.
Сплавы с дисперсионно-твердеющим упрочнением (карбидными, интерметаллидными и другим) в зависимости от химического состава характеризуется каждый своим режимом термообработки. Так для каждого типа жаропрочного сплава свойственна своя температура закалки и температура старения. Химический состав рассматриваемых сплавов сказывается на времени выдержки при данных температурах [1, 2].Depending on the chemical composition, alloys with precipitation hardening hardening (carbide, intermetallic and others) are characterized by their own heat treatment mode. So, each type of heat-resistant alloy has its own quenching temperature and aging temperature. The chemical composition of the considered alloys affects the exposure time at given temperatures [1, 2].
Известны следующие способы обработки жаропрочных сплавов с дисперсионным твердением [1], в которых: детали из жаропрочного сплава типа ХН45МВТЮБР подвергали закалке, предварительно выдерживая при температуре 1140°C в течение 1 часа в среде аргона, а затем изотермически выдерживали при температуре 900°C в среде аргона (старение) в течение 16 часов, а затем охлаждали на воздухе. По другому способу детали из жаропрочного сплава типа ХН50ВМТЮБ нагревали до температуры 1030°C, выдерживали при данной температуре в течение 1 часа в среде аргона. После охлаждения на воздухе производили старение в среде аргона в течение 5 часов при температуре 800°C и низкотемпературное старение в среде аргона при температуре 710°C в течение 15 часов. Охлаждение после старения производили на воздухе.The following methods are known for processing heat-resistant alloys with dispersion hardening [1], in which: parts of a heat-resistant alloy of the type KHN45MVTUBR were quenched, previously held at 1140 ° C for 1 hour in argon, and then isothermally held at 900 ° C in argon medium (aging) for 16 hours, and then cooled in air. In another method, parts made of a heat-resistant alloy of the type ХН50ВМТЮБ were heated to a temperature of 1030 ° C, kept at this temperature for 1 hour in an argon atmosphere. After cooling in air, aging was performed in argon for 5 hours at a temperature of 800 ° C and low-temperature aging in argon at a temperature of 710 ° C for 15 hours. Cooling after aging was performed in air.
При 600-850°C (температура старения) в жаропрочных сплавах на никелевой основе наряду с γ-фазой наблюдается появление γ1-фазы. При старении в течение нескольких часов при 700°C γ1-фаза составляет около 20% объема сплава. При еще более высокой температуре старения возможно превращение γ1-фазы в стабильную μ-фазу Ni3Ti [3]. Установлено, что в интервале 300-450°C обнаруживается вторичное твердение мартенситно-стареющей стали [4], связанное с фазовыми выделениями. При исследовании дисперсионно-упрочняемого сплава титана было установлено, что упрочнение и сопутствующее ему резкое снижение пластичности и ударной вязкости происходит в интервале температур 350-550°C [5].At 600–850 ° C (aging temperature), in the high-temperature nickel-based alloys, a γ 1 phase is observed along with the γ phase. When aging for several hours at 700 ° C, the γ 1 phase is about 20% of the alloy volume. At an even higher aging temperature, the transformation of the γ 1 phase into the stable μ phase of Ni 3 Ti is possible [3]. It has been established that in the range of 300–450 ° C, secondary hardening of maraging steel [4] is detected, which is associated with phase precipitates. In the study of dispersion-hardened titanium alloy, it was found that hardening and the accompanying sharp decrease in ductility and toughness occur in the temperature range 350-550 ° C [5].
Существуют проблемы термической обработки, связанные, например, с неприменимостью изотермического нагрева к сложному изделию (содержащему пластмассовые, резиновые вставки, электронные устройства) без разборки на отдельные части из-за их разрушения при этих температурах, а также неприменимостью изотермического нагрева для одновременного упрочнения однородных дисперсионно-твердеющих сплавов с разными температурами старения.There are problems of heat treatment associated, for example, with the inapplicability of isothermal heating to a complex product (containing plastic, rubber inserts, electronic devices) without disassembling into separate parts due to their destruction at these temperatures, as well as the inapplicability of isothermal heating for the simultaneous hardening of uniform dispersion hardening alloys with different aging temperatures.
Целью предполагаемого изобретения является увеличение предела прочности, а также расширение возможностей термической обработки дисперсионно-твердеющих сплавов.The aim of the proposed invention is to increase the tensile strength, as well as expanding the possibilities of heat treatment of precipitation hardening alloys.
Указанная цель достигается тем, что в способе упрочнения дисперсионно-твердеющих сплавов, включающем нагрев сплава, его выдержку и охлаждение, осуществляют пластическое деформирование путем нагрева участка поверхности сплава локальным тепловым источником до температуры старения, охлаждают, продолжают нагревать до достижения температуры в точках поверхности, противоположной нагреваемой стороне сплава, не ниже температуры старения, а затем переходят на следующий участок поверхности. Нагрев поверхности сплава локальным тепловым источником осуществляют путем его перемещения на величину шага по поверхности сплава. Термический цикл повторяют многократно, причем общее время нахождение материала при температуре старения не менее 2±0,5 мин.This goal is achieved by the fact that in the method of hardening dispersion hardening alloys, including heating the alloy, holding it and cooling, plastic deformation is carried out by heating a portion of the alloy surface with a local heat source to an aging temperature, it is cooled, it continues to be heated until the temperature reaches the opposite surface points heated side of the alloy, not lower than the aging temperature, and then go to the next surface area. Heating the surface of the alloy with a local heat source is carried out by moving it by the step size along the surface of the alloy. The thermal cycle is repeated many times, with the total time spent by the material at an aging temperature of at least 2 ± 0.5 minutes.
По второму варианту осуществляют пластическое деформирование путем нагрева участка поверхности сплава локальным тепловым источником до температуры старения или/и механическим воздействием на изделие растягивающими и/или сжимающими, и/или крутящими нагрузками.In the second embodiment, plastic deformation is carried out by heating a portion of the surface of the alloy with a local heat source to an aging temperature and / or mechanical stress on the product with tensile and / or compressive and / or torque loads.
По третьему варианту осуществляют пластическое деформирование путем нагрева участка поверхности сплава локальным тепловым источником до температуры старения или/и электромагнитным воздействием.In the third embodiment, plastic deformation is carried out by heating a portion of the surface of the alloy with a local heat source to an aging temperature and / or electromagnetic exposure.
По четвертому варианту осуществляют пластическое деформирование путем нагрева участка поверхности сплава локальным тепловым источником до температуры старения или/и радиационным воздействием.In the fourth embodiment, plastic deformation is carried out by heating a portion of the surface of the alloy with a local heat source to an aging temperature and / or radiation exposure.
По пятому варианту осуществляют пластическое деформирование путем нагрева участка поверхности сплава локальным тепловым источником до температуры старения или/и воздействием звуковыми колебаниями.In the fifth embodiment, plastic deformation is carried out by heating a portion of the surface of the alloy with a local heat source to an aging temperature and / or exposure to sound vibrations.
По шестому варианту пластическое деформирование сплава ведут на воздухе или в вакууме, или в газовой среде, а затем осуществляют нагрев всего сплава в печи до температуры старения.According to the sixth embodiment, plastic deformation of the alloy is carried out in air or in vacuum, or in a gaseous medium, and then the entire alloy is heated in the furnace to an aging temperature.
По седьмому варианту пластическое деформирование и нагрев всего сплава до температуры старения ведут в печи.In the seventh embodiment, plastic deformation and heating of the entire alloy to an aging temperature are carried out in a furnace.
При этом по шестому и седьмому вариантам пластическое деформирование сплава могут вести растягивающими и/или сжимающими, и/или крутящими нагрузками, а также электромагнитным, радиационным воздействием или звуковыми колебаниями.In this case, according to the sixth and seventh variants, plastic deformation of the alloy can be carried out by tensile and / or compressive and / or torque loads, as well as by electromagnetic, radiation, or sound vibrations.
Упрочнение участка с разнородными дисперсионно-твердеющими сплавами ведут первоначально со стороны сплава с большей температурой старения, затем со стороны другого сплава, причем общее время нахождения сплавов при большей температуре старения не менее 2±0,5 мин.Hardening of the site with heterogeneous dispersion hardening alloys is carried out initially from the side of the alloy with a higher aging temperature, then from the side of another alloy, and the total residence time of the alloys at a higher aging temperature is at least 2 ± 0.5 min.
Кроме того, нагрев сплава осуществляют расфокусированным электронным лучом, лазерным лучом, либо индуктором, либо пропусканием тока. Охлаждение сплава после пластического деформирования ведут на воздухе или осуществляют принудительно.In addition, the alloy is heated by a defocused electron beam, a laser beam, or an inductor, or by passing current. Cooling the alloy after plastic deformation is carried out in air or carried out forcibly.
При этом контроль за температурой в точках нагреваемой поверхности осуществляют пирометром, а контроль за температурой в точках поверхности, противоположной нагреваемой стороне сплава или внутри него на определенной глубине, осуществляют при помощи термопары. Контроль за мощностью теплового воздействия и температурой в точках нагреваемой поверхности до температуры старения, смещением траектории теплового источника на величину шага по поверхности сплава ведут при помощи компьютера.In this case, the temperature at the points of the heated surface is controlled by a pyrometer, and the temperature at the points of the surface opposite the heated side of the alloy or inside it at a certain depth is controlled by a thermocouple. The power of the thermal effect and the temperature at the points of the heated surface to the aging temperature, the displacement of the trajectory of the heat source by the step size along the surface of the alloy are controlled using a computer.
Известно, что во время сварки в изделии возникает напряженное состояние (внутренние напряжения). При проведении дальнейшего локального циклического теплового воздействия области сварного шва возникают термофлуктуационная и атермическая пластические деформации, способствующие релаксации напряжений. Релаксация внутренних напряжений при температуре старения порождает избыточную неравновесную концентрацию точечных дефектов (структурные преобразования), что существенно ускоряет процесс выделения упрочняющей фазы в сварном шве, то есть его старение с одной стороны и понижение внутренних напряжений с другой. Материал шва оказывается естественно прошедшим механическую обработку (упрочненным) при сварке и дальнейшей термообработке.It is known that during welding a stress state arises in the product (internal stresses). During further local cyclic heat exposure of the weld area, thermofluctuation and athermal plastic deformations occur, which contribute to stress relaxation. Relaxation of internal stresses at an aging temperature generates an excess non-equilibrium concentration of point defects (structural transformations), which significantly accelerates the process of isolating the hardening phase in a weld, i.e., its aging on the one hand and lowering of internal stresses on the other. The weld material is naturally machined (hardened) during welding and further heat treatment.
Установлено, что ускорение процесса старения в большей степени зависит от скорости пластической деформации. Время старения в этом случае составляет всего несколько минут, в отличие от десятка часов при изотермической выдержке. Таким образом, происходит как бы сдвиг интервала старения в сторону низких температур, величина которого составляет до ста градусов.It has been established that the acceleration of the aging process is more dependent on the rate of plastic deformation. The aging time in this case is only a few minutes, in contrast to a dozen hours with isothermal exposure. Thus, there is a shift in the aging interval towards low temperatures, the value of which is up to one hundred degrees.
В результате расчетов, основанных на структурно-аналитической теории прочности, определены оптимальные температурно-временные режимы упрочняющей термоциклической обработки дисперсионно-твердеющих сплавов.As a result of calculations based on the structural-analytical theory of strength, the optimal temperature-time regimes of hardening thermocyclic treatment of dispersion-hardening alloys are determined.
После термоциклической обработки материал приобретает большую прочность и пластичность, чем изотермически состаренный материал по общепринятым в настоящее время режимам. Предложенный процесс термоциклирования не только обеспечивает старение, но и снимает остаточные напряжения, отсутствие которых, как известно, существенно улучшает показатели ударной вязкости и коррозионной стойкости материала.After thermocyclic processing, the material acquires greater strength and ductility than isothermally aged material according to currently generally accepted modes. The proposed thermal cycling process not only provides aging, but also relieves residual stresses, the absence of which, as is known, significantly improves the impact strength and corrosion resistance of the material.
Пример конкретного осуществления способаAn example of a specific implementation of the method
Пример 1. Эксперименты проводили на технологических образцах, представлявших собой пластины 100×200×2,5 мм из сплава ХН45МВТЮБР и пластины 100×200×2,0 мм из сплава ХН50ВМТЮБ.Example 1. The experiments were carried out on technological samples, which were plates of 100 × 200 × 2.5 mm from KhN45MVTUBR alloy and plates of 100 × 200 × 2.0 mm from KhN50VMTYUB alloy.
Закаленные, состаренные образцы толщиной 2 мм из жаропрочного сплава ХН45МВТЮБР пластически деформировали - сначала зажимали, а затем соединяли сварным швом, который выполняли электронным лучом в вакууме мощностью 516 Вт со скоростью 6 мм/сек на лабораторной установке ЭЛУРС-М с электронно-лучевым агрегатом ЭЛА-50/5М и системой программного управления на базе устройства ЧПУ «Маяк-42». Затем осуществляли охлаждение сваренного образца до комнатной температуры на воздухе. Дальнейшую упрочняющую локальную термообработку электронным лучом вновь проводили в вакууме до достижения на поверхности образца, противоположной нагреваемой, температуры старения. Установлено, что выравнивание температур по всему деформированному сваркой образцу при изотермическом отжиге произошло за 2,5 минут, а выдержка его при температуре старения 800°C в течение 3 минут привела к тому, что микротвердость шва стала равной микротвердости основного материала.The quenched, aged samples 2 mm thick from the KhN45MVTUBR heat-resistant alloy were plastically deformed — first they were clamped and then welded together, which was performed by 516 W electron beam in a vacuum at a speed of 6 mm / s in an ELURS-M laboratory unit with an ELA electron-beam unit -50 / 5M and a software control system based on the Mayak-42 CNC device. Then, the welded sample was cooled to room temperature in air. Further hardening of the local heat treatment by the electron beam was again carried out in vacuum until the aging temperature was reached on the surface of the sample opposite to the heated one. It was found that temperature equalization over the entire sample deformed by welding during isothermal annealing occurred in 2.5 minutes, and exposure to it at an aging temperature of 800 ° C for 3 minutes led to the microhardness of the weld becoming equal to the microhardness of the base material.
Контроль температуры проводили прибором Н-338 и хромелькапельевой термопарой с диаметром спая 0,3 мм, находящейся в жестком контакте с поверхностью образца, противоположной нагреваемой.The temperature was controlled by an H-338 device and a chrome-droplet thermocouple with a junction diameter of 0.3 mm, which is in tight contact with the sample surface opposite to the heated one.
Предварительную оценку режимов локальной термообработки производили с помощью программы расчета температурных полей в пластине при движущемся по поверхности локальном источнике тепла. Для оценки температурных полей при локальной термоциклической обработке были выполнены численные расчеты, в результате которых установлено, что максимальная разница температур на обеих поверхностях пластин составляет 30°C при максимальной температуре термоцикла. Время существования данных температур составляло около 30 секунд.A preliminary assessment of the conditions of local heat treatment was carried out using a program for calculating temperature fields in a plate with a local heat source moving on the surface. To evaluate the temperature fields during local thermal cyclic processing, numerical calculations were performed, which established that the maximum temperature difference on both surfaces of the plates is 30 ° C at the maximum temperature of the thermal cycle. The lifetime of these temperatures was about 30 seconds.
Химический состав образцов сплавов ХН45МВТЮБР и ХН50ВМТЮБ после термообработки определяли методами рентгеноэлектронной спектроскопии и вторично-ионной масс-спектрометрии на спектрометрах ЭС-2401 и МС-7201М. Фазовый состав исследовали на дифрактометре ДРОН-3 с использованием CuKα-излучения. Результаты экспериментов обрабатывались с использованием программы анализа структурно-фазового состояния. Оже-электронные исследования проводились на оже-электронном спектрометре JAMP-10S («JEOL», Япония). Для послойного анализа и очистки поверхности образцов от загрязнений и адсорбентов использовался метод распыления (ионного травления) поверхностных слоев ионами аргона с энергией от 0.5 до 3 кэВ (скорость травления при ускоряющем напряжении 1 кэВ составляет ~6 нм/мин, при 3 кэВ - ~35 нм/мин). Образцы перед исследованиями промывали в спирте-ректификате с целью обезжиривания исследуемой поверхности. Поверхностный слой материала поставки очищалась от слоя оксидов.The chemical composition of the samples of KhN45MVTYUBR and KhN50VMTYUB alloys after heat treatment was determined by X-ray electron spectroscopy and secondary-ion mass spectrometry using ES-2401 and MS-7201M spectrometers. The phase composition was studied on a DRON-3 diffractometer using CuKα radiation. The experimental results were processed using the structural phase state analysis program. Auger electron studies were performed on a JAMP-10S Auger electron spectrometer (JEOL, Japan). For layer-by-layer analysis and cleaning of the sample surface from contaminants and adsorbents, we used the method of sputtering (ion etching) of the surface layers with argon ions with energies from 0.5 to 3 keV (the etching rate at an accelerating voltage of 1 keV is ~ 6 nm / min, at 3 keV - ~ 35 nm / min). Samples before studies were washed in rectified alcohol in order to degrease the test surface. The surface layer of the supply material was cleaned from the oxide layer.
Установлено в результате металлофизических исследований, что состав и структура закаленных сплавов ХН45МВТЮБР и ХН50ВМТЮБ отличаются от состава и структуры основного материала поставки. Если средний диаметр блоков когерентного рассеяния в материале сварного шва до упрочняющей термообработки более чем в два раза превышает размеры аналогичных структур в материале поставки, то термоциклическая обработка приводит к уменьшению размеров блоков и достижению параметров дисперсности структуры сварных швов, аналогичных структуре состаренного материала. Данный факт, несомненно, свидетельствует о снижении внутренних напряжений и о повышении ударной вязкости материала.It was established as a result of metallophysical studies that the composition and structure of the quenched alloys KhN45MVTYUBR and KhN50VMTYUB differ from the composition and structure of the main supply material. If the average diameter of coherent scattering blocks in the weld material before hardening heat treatment is more than two times the size of similar structures in the supply material, thermocyclic treatment leads to a decrease in block sizes and achievement of dispersion parameters of the weld structure similar to the structure of the aged material. This fact, of course, indicates a decrease in internal stresses and an increase in the toughness of the material.
Из рентгеноструктурных исследований сплава ХН50ВМТЮБ, состаренного изотермически, следует, что основу материала - основы составляет фаза на основе Ni-Cr-Fe (твердый раствор), в которой содержится мелкодисперсная вторая фаза на основе Fe-Cr-Mo(W) в количестве до 4 об.%. Материал сварного шва состоит из фазы на основе Ni-Cr-Fe. Термоциклирование материала после сварки привело к слабопрослеживающей второй фазе, что, по-видимому, связанно с когерентным мелкодисперсным выделением данной фазы.From X-ray diffraction studies of the KhN50VMTYUB alloy, aged isothermally, it follows that the basis of the base material is a phase based on Ni-Cr-Fe (solid solution), which contains a finely dispersed second phase based on Fe-Cr-Mo (W) in an amount of up to 4 about.%. The weld material consists of a phase based on Ni-Cr-Fe. Thermal cycling of the material after welding led to a weakly tracing second phase, which, apparently, is associated with coherent finely dispersed release of this phase.
Рентгеноструктурный анализ показал двухфазную относительно мелкоблочную структуру изотермически состаренного материала ХН45МВТЮБР, в основе которого - фаза типа Fe-Cr-Ni. В результате изотермической термообработки появилась вторая упрочняющая фаза типа Ni4Mo. Материал после термоциклической обработки также двухфазный с меньшей долей второй фазы, по сравнению с тем же материалом после изотермического старения.X-ray diffraction analysis showed a two-phase relatively small-block structure of the isothermally aged material KhN45MVTUBR, which is based on a phase of the type Fe-Cr-Ni. As a result of isothermal heat treatment, a second hardening phase of the Ni 4 Mo type appeared. The material after thermocyclic treatment is also biphasic with a smaller fraction of the second phase, compared with the same material after isothermal aging.
Проведенные механические испытания на изгиб полученных образцов из исследуемых сплавов показали, что усилие для изгиба стандартного образца из сплава ХН45МВТЮБР после термоциклической обработки существенно увеличилось по сравнению с образцами из изотермически состаренного материала. Угол загиба образца после термоциклической обработки на 10 градусов превосходит все углы загибов образцов, прошедших стандартные способы обработки. Считается, что данный параметр ответственен за пластичность материала. Предел прочности материала шва, прошедшего термоциклическую термообработку, превосходит предел прочности состаренного основного материала. Для сплава ХН50МВТЮБ термоциклическая обработка привела к достижению прочности, превышающей прочность основного состаренного материала на 10%. Кроме того, отмечено абсолютное превосходство ударной вязкости металла на 50%.The mechanical bending tests of the obtained samples from the studied alloys showed that the force for bending the standard sample from the KhN45MVTUBR alloy after thermocyclic treatment significantly increased compared to samples from isothermally aged material. The bending angle of the sample after thermal cycling is 10 degrees higher than all the bending angles of the samples that have passed standard processing methods. It is believed that this parameter is responsible for the ductility of the material. The tensile strength of the weld material that has undergone thermocyclic heat treatment exceeds the tensile strength of the aged base material. For the KhN50MVTYUB alloy, thermocyclic treatment led to the achievement of strength exceeding the strength of the main aged material by 10%. In addition, the absolute superiority of the impact strength of the metal by 50% was noted.
Благодаря вышеперечисленным преимуществам предложенный способ упрочнения исключает использования дорогостоящей оснастки, используемой при изотермических режимах старения жаропрочных сплавов и сталей. Кроме того, он устраняет явление испарения легирующих элементов, наблюдаемое при больших временных изотермических выдержках. Экспериментально установлено, что величина обедненного слоя для сплава ХН50ВМТЮБ после изотермического старения, составляет всего 0,05 мм.Due to the above advantages, the proposed method of hardening eliminates the use of expensive equipment used in isothermal aging conditions of heat-resistant alloys and steels. In addition, it eliminates the phenomenon of evaporation of alloying elements, observed at large temporary isothermal exposures. It was experimentally established that the depletion layer for the KhN50VMTYUB alloy after isothermal aging is only 0.05 mm.
Пример 2. Эксперименты проводили на образцах мартенситно-стареющей стали Н18К8М5ТЮ, прошедших штатную термообработку для упрочнения и имеющих прочность на разрыв 165 кг/мм2. Первоначально осуществляли пластическую деформацию путем соединения зажатых образцов между собой сварным швом, который выполняли расфокусированным электронным лучом мощностью 516 Вт со скоростью 6 мм/сек в вакууме. Затем осуществляли изотермический отжиг и выдержку в печи спектрометра. Установлено, что выравнивание температур по всему деформированному сваркой образцу при изотермическом отжиге в печи спектрометра произошло за 2,5 минут, а выдержка его при температуре старения 480°C в течение 3 минут привела к тому, что микротвердость шва стала равной микротвердости основного материала.Example 2. The experiments were carried out on samples of maraging steel N18K8M5TYu, which underwent regular heat treatment for hardening and having a tensile strength of 165 kg / mm 2 . Initially, plastic deformation was carried out by connecting clamped samples together by a weld, which was performed by a defocused electron beam with a power of 516 W at a speed of 6 mm / s in vacuum. Then, isothermal annealing and holding in the spectrometer furnace were carried out. It was found that temperature equalization over the entire sample deformed by welding during isothermal annealing in the spectrometer furnace occurred in 2.5 minutes, and exposure to it at an aging temperature of 480 ° C for 3 minutes led to the microhardness of the weld becoming equal to the microhardness of the base material.
Сварку и последующую локальную термоциклическую обработку электронным лучом выполняли на лабораторной установке ЭЛУРС-М с электронно-лучевым агрегатом ЭЛА-50/5М. Исследования фазового состава стали Н18К8М5ТЮ до и после термообработки сварного шва проводились на рентгеновском дифрактометре ДРОН-3М с использованием монохроматизированного CuКα-излучения. Микротвердость измеряли прибором ПМТ-3. Исследования микроструктур выполняли с помощью микроскопов типа ММР-4. Образцы из стали Н18К8М5ТЮ для металлофизических исследований изготавливали посредством вырезки на электроэрозионном станке модели «Аджикут» с системой управления от УЧПУ.Welding and subsequent local thermal cycling by electron beam was performed on a laboratory ELURS-M installation with an ELA-50 / 5M electron-beam unit. Studies of the phase composition of H18K8M5TYu steel before and after heat treatment of the weld were carried out on a DRON-3M X-ray diffractometer using monochromatized CuK α radiation. Microhardness was measured with a PMT-3 device. Microstructure studies were performed using microscopes of the MMP-4 type. Samples of steel N18K8M5TYU for metallophysical studies were made by cutting on the EDIC model with an EDM control system.
По другому варианту осуществления способа, когда нагрев всего сплава, содержащего сварной шов, был возможен только до температуры 80°C из-за выхода из строя резиновых элементов конструкции, осуществляли локальный многоцикловой нагрев в вакууме только области сварного шва. Обработку вели электронным лучом мощностью 75 Вт со скоростью 0,5 мм/с, обеспечивающей достаточно длительное нахождение материала шва при температуре старения 480°C (достижения температуры в точках поверхности, противоположной нагреваемой стороне сплава, не ниже температуры старения), с охлаждением в паузах до 150°C в течение 20 циклов, при этом общее время пребывания участков сварного шва при температуре 480°C образца составило 3,5 минут.According to another variant of the method, when heating the entire alloy containing the weld was possible only to a temperature of 80 ° C due to the failure of the rubber structural elements, local multi-cycle heating in vacuum only the weld area was carried out. The processing was carried out by an electron beam with a power of 75 W at a speed of 0.5 mm / s, providing a sufficiently long stay of the weld material at an aging temperature of 480 ° C (reaching a temperature at the surface points opposite the heated side of the alloy, not lower than the aging temperature), with cooling in pauses up to 150 ° C for 20 cycles, while the total residence time of the sections of the weld at a temperature of 480 ° C of the sample was 3.5 minutes.
Полученный при этом эффект увеличения микротвердости был равноценен результату, полученному в предшествующем варианте. Термообработка несваренного (не деформированного сваркой) материала по рассмотренным режимам к существенному изменению прочностных свойств исходного материала не приводила.The resulting effect of increasing microhardness was equivalent to the result obtained in the previous embodiment. Heat treatment of non-welded (not deformed by welding) material according to the considered modes did not lead to a significant change in the strength properties of the starting material.
Механические испытания, проведенные с образцами шва, сваренного со скоростью прохождения электронным лучом 6 мм/с, показали увеличение прочности на разрыв сварного соединения до 153,3-156,4 кг/мм2, что составляет 0,92-0,94 прочности основного металла. Металлографические исследования, проведенные с этими образцами показали, что металл шва имеет микротвердость, измеренную при нагрузке 100 Н, 446-514 HV, а основной металл при этом имеет микротвердость в пределах 446-474 HV.Mechanical tests carried out with samples of the weld welded with an electron beam propagation speed of 6 mm / s showed an increase in the tensile strength of the welded joint to 153.3-156.4 kg / mm 2 , which is 0.92-0.94 of the strength of the main metal. Metallographic studies conducted with these samples showed that the weld metal has a microhardness measured at a load of 100 N, 446-514 HV, and the base metal has a microhardness in the range of 446-474 HV.
Пример 3. Эксперименты проводили на образцах сплава ТС-6, относящихся к псевдо-β-сплавам. Его легирующими компонентами являются алюминий (α-стабилизатор, повышающий температуру полиморфного превращения титана), ванадий, молибден (изоморфные β-стабилизаторы) и хром-β-эвтектоидный стабилизатор. Химический состав сплава ТС6 содержит эти легирующие компоненты в следующих пределах: Al (2.4-3.6%), Мо (3.5-4.5%), V (6.5-7.5%), Cr (9.8-11.3%). Известно, что в отожженном и закаленном состоянии с температуры 700-800°C сплав марки ТС-6 при умеренной прочности имеет максимальные значения пластических свойств: σв=850-950 МПа; δ=20-30%; ψ=45-60%; КСИ-750-2000 кдж/м2. Прочность и пластичность состаренного материала при температуре 500°C при испытаниях на изгиб составляет соответственно 1600 МПа и 7%. В закаленном состоянии ТС-6 имеет практически однофазную β-структуру, метастабильную при низких температурах. Наличие термодинамической нестабильной фазы обуславливает способность исследуемого сплава к упрочняющей термообработке, выделение α-фазы при температуре старения способствует упрочнению сплава.Example 3. The experiments were carried out on samples of alloy TC-6 related to pseudo-β-alloys. Its alloying components are aluminum (an α-stabilizer that increases the temperature of polymorphic conversion of titanium), vanadium, molybdenum (isomorphic β-stabilizers) and a chromium-β-eutectoid stabilizer. The chemical composition of the TC6 alloy contains these alloying components in the following ranges: Al (2.4-3.6%), Mo (3.5-4.5%), V (6.5-7.5%), Cr (9.8-11.3%). It is known that in the annealed and hardened state from a temperature of 700-800 ° C, the TS-6 alloy with moderate strength has maximum plastic properties: σ in = 850-950 MPa; δ = 20-30%; ψ = 45-60%; KSI-750-2000 kJ / m 2 . The strength and ductility of the aged material at a temperature of 500 ° C during bending tests are respectively 1600 MPa and 7%. In the quenched state, TC-6 has an almost single-phase β structure metastable at low temperatures. The presence of a thermodynamic unstable phase determines the ability of the alloy under study to harden heat treatment, the release of the α-phase at an aging temperature contributes to the hardening of the alloy.
Закаленные, состаренные и зажатые образцы из титанового сплава ТС-6 пластически деформировали путем их соединения сварным швом, который был выполнен электронным лучом в вакууме, на лабораторной установке ЭЛУРС-М с электронно-лучевым агрегатом ЭЛА-50/5М. Из сплава ТС-6 был сварен шов длиной 15 см. Затем шов подвергали изотермическому циклическому нагреву расфокусированным электронным лучом в печи электронного спектрометра ЭС-2401 с контролем состава поверхности шва в зависимости от температуры. Контроль температуры проводили прибором Н-338 и хромелькапельевой термопарой с диаметром спая 0,3 мм, находящейся в жестком контакте с поверхностью образца, противоположной нагреваемой. Перед экспериментом исследуемые образцы со сварными швами очищались от поверхностных оксидов и адсорбированных загрязнений методом ионной бомбардировки ионами аргона с энергией 0,9 кэВ в течение 40 мин.Hardened, aged and clamped TS-6 titanium alloy samples were plastically deformed by joining them with a weld, which was made by an electron beam in a vacuum, at the ELURS-M laboratory unit with an ELA-50 / 5M electron-beam unit. A seam 15 cm long was welded from TS-6 alloy. Then the seam was subjected to isothermal cyclic heating with a defocused electron beam in an ES-2401 electron spectrometer furnace with temperature control of the weld surface composition. The temperature was controlled by an H-338 device and a chrome-droplet thermocouple with a junction diameter of 0.3 mm, which is in tight contact with the sample surface opposite to the heated one. Before the experiment, the studied samples with welds were cleaned of surface oxides and adsorbed contaminants by ion bombardment with argon ions with an energy of 0.9 keV for 40 min.
Исследуемый образец со швом проходил термообработку в печи спектрометра ЭС-2401 в следующем режиме: нагрев всего сплава осуществляли не ниже температуры старения 515°C в течение 1,5-2 минуты, выдерживали его при этой температуре 3 минуты, затем давали ему охладиться.The test specimen with a seam was heat-treated in the furnace of the ES-2401 spectrometer in the following mode: the entire alloy was heated not lower than the aging temperature of 515 ° C for 1.5-2 minutes, kept at this temperature for 3 minutes, then allowed to cool.
Установлено, что после сварки материал сварного шва представляет собой закаленную структуру β-фазы. В сварном шве возникают остаточные напряжения, о чем свидетельствует предел прочности, равный 130 кг/мм2. В результате исследований установлено, что после термоциклирования в интервале температур от 480±20°C до 200°C получено упрочение сварного шва, равное 141 кг/мм2, что составляет 90% прочности изотермически состаренного титанового сплава. Общее время пребывания при температуре старения для обрабатываемого участка составляло 2±0,5 минут. Число термоциклов равнялось 9. Пластичность материала сварного шва после рассмотренной термообработки существенно превосходила как пластичность состаренного, так и закаленного материала.It has been established that after welding, the material of the weld is a hardened β-phase structure. In the weld, residual stresses arise, as evidenced by a tensile strength of 130 kg / mm 2 . As a result of studies, it was found that after thermal cycling in the temperature range from 480 ± 20 ° C to 200 ° C, a weld hardening of 141 kg / mm 2 was obtained, which is 90% of the strength of an isothermally aged titanium alloy. The total residence time at the aging temperature for the treated area was 2 ± 0.5 minutes. The number of thermal cycles was 9. The ductility of the material of the weld after the considered heat treatment significantly exceeded both the ductility of the aged and hardened material.
Механические испытания, проведенные с образцами шва, сваренного электронным лучом с последующей термообработкой с помощью расфокусированного электронного луча в указанном режиме, показали увеличение прочности сварного соединения до 143,3-146,4 кг/мм2, что составило 0,92-0,94% прочности состаренного основного металла. Пластичность обработанного материала по предложенной технологии превзошла в 10 раз пластичность изотермически состаренного материала.Mechanical tests conducted with samples of a weld welded with an electron beam followed by heat treatment using a defocused electron beam in the specified mode showed an increase in the strength of the welded joint to 143.3-146.4 kg / mm 2 , which amounted to 0.92-0.94 % strength of aged base metal. The plasticity of the processed material according to the proposed technology exceeded 10 times the plasticity of isothermally aged material.
Используемая литература:Used Books:
1. Химушин Ф.Ф Жаропрочные стали и сплавы. Издательство «Металлургия», 1969, 2-е издательство. 752 с.1. Himushin F.F. Heat-resistant steels and alloys. Publishing house "Metallurgy", 1969, 2nd publishing house. 752 p.
2. Металловедение и термическая обработка сталей и чугуна. Справочник под ред. акад. Гудцова и др. - М.: Изд-во НИИЧЦМ, 1956. 1200 с.2. Metallurgy and heat treatment of steels and cast iron. Handbook Ed. Acad. Gudtsova et al. - M.: Publishing House NIICHTSM, 1956. 1200 p.
3. Гуляев А.П. Металловедение. - М.: Металлургия, 1978. С.474.3. Gulyaev A.P. Metallurgy. - M.: Metallurgy, 1978. P.474.
4. Бондаренко Г.Г., Паршин A.M., Тихонов А.Н. и др. Хрестоматия и специальные вопросы металловедения. - СПб: Изд-во СПбГТУ, 1998. С.121.4. Bondarenko G.G., Parshin A.M., Tikhonov A.N. etc. Readings and special issues of metallurgy. - St. Petersburg: Publishing House of St. Petersburg State Technical University, 1998. P.121.
5. Бондаренко Г.Г., Паршин A.M., Тихонов А.Н. и др. Хрестоматия и специальные вопросы металловедения. - СПб: Изд-во СПбГТУ, 1998. С.113.5. Bondarenko G. G., Parshin A. M., Tikhonov A. N. etc. Readings and special issues of metallurgy. - St. Petersburg: Publishing House of St. Petersburg State Technical University, 1998. S.113.
Claims (30)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2008108107/02A RU2399684C2 (en) | 2008-03-03 | 2008-03-03 | Procedure for alloys age-hardening |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2008108107/02A RU2399684C2 (en) | 2008-03-03 | 2008-03-03 | Procedure for alloys age-hardening |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2008108107A RU2008108107A (en) | 2009-09-10 |
| RU2399684C2 true RU2399684C2 (en) | 2010-09-20 |
Family
ID=41166050
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2008108107/02A RU2399684C2 (en) | 2008-03-03 | 2008-03-03 | Procedure for alloys age-hardening |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2399684C2 (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2729488C1 (en) * | 2020-02-03 | 2020-08-07 | Акционерное общество "Инжиниринговая компания "АЭМ-технологии" (АО "АЭМ-технологии") | Method of local low-temperature thermal treatment of welded joints of large-size products |
-
2008
- 2008-03-03 RU RU2008108107/02A patent/RU2399684C2/en not_active IP Right Cessation
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2729488C1 (en) * | 2020-02-03 | 2020-08-07 | Акционерное общество "Инжиниринговая компания "АЭМ-технологии" (АО "АЭМ-технологии") | Method of local low-temperature thermal treatment of welded joints of large-size products |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| RU2008108107A (en) | 2009-09-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Oliveira et al. | Welding and joining of NiTi shape memory alloys: a review | |
| DK2714953T3 (en) | THERMO-MECHANICAL PROCESSING OF NICKEL-BASED ALLOYS | |
| Byun et al. | Tensile properties of Inconel 718 after low temperature neutron irradiation | |
| JP4312951B2 (en) | Metallurgical methods for treating nickel and iron-base superalloys | |
| Singh et al. | Simultaneous improvement of strength, ductility and corrosion resistance of Al2024 alloy processed by cryoforging followed by ageing | |
| Sanusi et al. | Experiment on Effect of heat treatment on mechanical and microstructure properties of AISI steel | |
| Pandey et al. | Low Cycle Fatigue behavior of AA7075 with surface gradient structure produced by Ultrasonic Shot Peening | |
| Suave et al. | Impact of thermomechanical aging on alloy 625 high temperature mechanical properties | |
| Dinh et al. | The effect of pre-strain and subsequent electrically assisted annealing on the mechanical behaviors of two different aluminum alloys | |
| Cai et al. | Precipitation and residual stress relaxation kinetics in shot-peened Inconel 718 | |
| Anil Kumar et al. | Aging behavior in 15-5 PH precipitation hardening martensitic stainless steel | |
| RU2399684C2 (en) | Procedure for alloys age-hardening | |
| Peixinho et al. | Development of laser heat treatment process for assisted forming of aluminum alloys | |
| Druker et al. | Design of devices and manufacturing of Fe-Mn-Si shape memory alloy couplings | |
| Golovashchenko et al. | Improvement of formability of 6xxx aluminum alloys using incremental forming technology | |
| Käfer et al. | Shape memory properties of ultrafine-grained austenitic stainless steel | |
| Wang et al. | Effect of heat treatment on hot deformation behavior and microstructure evolution of 2195 Al-Li alloy | |
| Nagaraju et al. | Influence of constrained groove pressing passes and annealing characteristics on the mechanical properties of 6061 aluminum alloy | |
| Moiseev | High-strength titanium alloy VT16 for manufacturing fasteners by the method of cold deformation | |
| Ross et al. | The effects of DC current on the tensile properties of metals | |
| CA2466829C (en) | Surface treatment of austenitic ni-fe-cr based alloys | |
| Anil Kumar et al. | Solution Treatment and Aging (STA) Study of Ti Alloy Ti5Al3Mo1. 5V | |
| RU2241047C2 (en) | Method of thermal treatment of welded connections from maraging steels | |
| Mandziej | Low-cycle thermal-mechanical fatigue as an accelerated creep test | |
| Thien et al. | Electrically assisted bake hardening of complex phase ultra-high strength steels |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20110304 |