RU2610654C1 - Treatment method for invar alloy based on iron-nickel system - Google Patents
Treatment method for invar alloy based on iron-nickel system Download PDFInfo
- Publication number
- RU2610654C1 RU2610654C1 RU2015147561A RU2015147561A RU2610654C1 RU 2610654 C1 RU2610654 C1 RU 2610654C1 RU 2015147561 A RU2015147561 A RU 2015147561A RU 2015147561 A RU2015147561 A RU 2015147561A RU 2610654 C1 RU2610654 C1 RU 2610654C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- temperature
- heating
- transformation
- cooling
- alloy
- Prior art date
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/26—Methods of annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
- C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к металлургии, конкретно к способам обработки железоникелевых сплавов с целью расширения диапазона рабочих температур с минимальным (≤3,5⋅10-6 К-1) и низким (5÷7⋅10-6 К-1) значениями температурного коэффициента линейного расширения (ТКЛР).The invention relates to metallurgy, and specifically to methods for processing nickel-iron alloys with the aim of expanding the operating temperature range with minimum (≤3.5⋅10 -6 K -1 ) and low (5 ÷ 7⋅10 -6 K -1 ) values of the linear temperature coefficient extensions (TECL).
Известен широкий класс инварных сплавов на основе системы железо-никель (28÷45% никеля) [Прецизионные сплавы. Справочник. М.: Металлургия, 1983, с. 212, 235, 238-239]. Такие материалы во многих случаях должны сохранять минимальные и низкие значения ТКЛР в широком диапазоне температур от -196 до +300÷400°C. Однако ряд инварных сплавов, содержащих никеля менее 33% (сплавы с минимальным ТКЛР (на уровне 0,1÷0,7⋅10-6 К-1) типа 32НК-ВИ, 32НКА, 32НКД, а также сплавы с низким (5÷7⋅10-6 К-1) ТКЛР типа 29НК, 30НКД), при охлаждении до температур ниже комнатной в некоторых случаях теряют инварные свойства вследствие протекания мартенситного (γ→α) превращения. Температура γ→α перехода этих сплавов зависит от содержания никеля, кобальта и технологических примесей. Колебания химического состава в пределах, ограниченных ГОСТ и ТУ, а также напряжения, возникающие при сварке и механической обработке, приводят к изменению температуры начала мартенситного превращения (Мн) от 0 до -140°C. В этом случае при охлаждении до температур ниже Мн в результате происходящего мартенситного превращения существенно увеличивается объем и повышается в 3-10 раз значение ТКЛР. Подобные изменения приводят к нарушению характеристик высокоточных приборов, изготовленных с применением подобных материалов.A wide class of invar alloys based on the iron-nickel system (28–45% nickel) is known [Precision alloys. Directory. M .: Metallurgy, 1983, p. 212, 235, 238-239]. In many cases, such materials must maintain minimum and low TEC values in a wide temperature range from -196 to + 300 ÷ 400 ° C. However, a number of invar alloys containing nickel less than 33% (alloys with a minimum thermal expansion coefficient (at the level of 0.1 ÷ 0.7⋅10 -6 K -1 ) of the 32NK-VI, 32NKA, 32NKD types, as well as low (5 ÷ 7⋅10 -6 K -1 ) TECL type 29NK, 30NKD), when cooled to temperatures below room temperature, in some cases lose invariable properties due to the occurrence of martensitic (γ → α) transformation. The transition temperature γ → α of these alloys depends on the content of nickel, cobalt and technological impurities. Fluctuations in the chemical composition within the limits limited by GOST and TU, as well as stresses arising during welding and machining, lead to a change in the temperature of the onset of martensitic transformation (Mn) from 0 to -140 ° C. In this case, upon cooling to temperatures below Mn as a result of the occurring martensitic transformation, the volume significantly increases and the value of LTEC increases by 3–10 times. Such changes lead to a violation of the characteristics of high-precision devices made using similar materials.
Проблема расширения диапазона рабочих температур, в частности понижения Мн инварных сплавов, при сохранении заданных низких и минимальных значений ТКЛР является весьма актуальной при изготовлении ответственных изделий в приборостроении, авиационной, ракетно-космической промышленности, криогенной и лазерной технике, в металлооптике, метрологии, геодезии, а также при создании конструкций, не изменяющих свои размеры при изменении температуры от -196 до 400°C.The problem of expanding the operating temperature range, in particular, lowering the Mn of invar alloys, while maintaining the specified low and minimum TEC values, is very urgent in the manufacture of critical products in instrumentation, aviation, rocket and space industry, cryogenic and laser technology, in metal optics, metrology, geodesy, as well as when creating structures that do not change their size when the temperature changes from -196 to 400 ° C.
Известен способ обработки железоникелевого сплава, который заключается в нагружении сплава в заданном низкотемпературном интервале. Применение этого способа приводит к изменению величины ТКЛР на (1÷2)⋅10-6 К-1 [Авторское свидетельство СССР №377347, C21D 9/00, опубл. 17.04.1973]. Недостатком данного способа является сложность процесса деформационно-термической обработки: нагружение проводится в напряженном состоянии при низких температурах. Кроме этого, для данного способа характерен узкий диапазон изменения ТКЛР, а также повышение температуры Мн.A known method of processing a nickel-iron alloy, which consists in loading the alloy in a given low temperature range. The application of this method leads to a change in the TEC value by (1 ÷ 2) ⋅ 10 -6 K -1 [USSR Author's Certificate No. 3777347, C21D 9/00, publ. 04/17/1973]. The disadvantage of this method is the complexity of the deformation-heat treatment: loading is carried out in a stressed state at low temperatures. In addition, this method is characterized by a narrow range of variation of LTEC, as well as an increase in temperature Mn.
Известен способ упрочняющей обработки стареющих аустенитных инварных сплавов типа Н36К10Т3 [RU 2086667 C1, C21D 6/00, опубл. 10.08.1997]. Способ включает нагрев до 1150°C, изотермическую выдержку, деформацию на 20% в процессе охлаждения до 600-620°C, изотермическую выдержку при этой температуре в течение 2-3 часов, охлаждение в воде и холодную деформацию. Недостатком данного способа является то, что он применим только для стареющих сплавов. Кроме того, величина ТКЛР при обработке по этому способу повышается до 4÷10-6 К-1. Этот способ не применим для железоникелевых инварных сплавов с минимальным (≤3,5⋅10-6 К-1) значением ТКЛР.A known method of hardening treatment of aging austenitic invar alloys of the type N36K10T3 [RU 2086667 C1, C21D 6/00, publ. 08/10/1997]. The method includes heating to 1150 ° C, isothermal exposure, deformation by 20% during cooling to 600-620 ° C, isothermal exposure at this temperature for 2-3 hours, cooling in water and cold deformation. The disadvantage of this method is that it is applicable only to aging alloys. In addition, the value of LTEC during processing by this method rises to 4 ÷ 10 -6 K -1 . This method is not applicable for iron-nickel invar alloys with a minimum (≤3.5⋅10 -6 K -1 ) TEC value.
Известен способ обработки инварного сплава, заключающийся в пластической деформации сплава с последующим нагревом до 300-950°C [Ворошилов В.П. и др. Физика металлов и металловедение, 1973, т. 35, №5, с. 953-958]. Способ приводит к изменению величины ТКЛР в диапазоне 0,5÷2,5⋅10-6 К-1. Этот способ в ряде случаев не позволяет стабилизировать ГЦК структуру к мартенситному превращению. Согласно имеющимся данным, деформация и нагрев при температурах выше 500°C не способствуют стабилизации исходной ГЦК структуры.A known method of processing an invar alloy, which consists in plastic deformation of the alloy, followed by heating to 300-950 ° C [Voroshilov V.P. et al. Physics of Metals and Metallurgy, 1973, v. 35, No. 5, p. 953-958]. The method leads to a change in the value of LTEC in the range of 0.5 ÷ 2.5⋅10 -6 K -1 . In some cases, this method does not allow stabilizing the fcc structure to martensitic transformation. According to available data, deformation and heating at temperatures above 500 ° C do not contribute to the stabilization of the initial fcc structure.
Наиболее близким к заявленному изобретению является способ обработки сплава на основе системы железо-никель, имеющего температуру обратного α→γ превращения не выше 500°C, включающий нагрев до 840°C и охлаждение в воде. После охлаждения в воде сплав дополнительно охлаждают до температуры ниже γ→α превращения, затем нагревают до температуры начала α→γ превращения (с произвольной скоростью), далее нагревают со скоростью 5-60°C/мин до температуры конца α→γ превращения, затем со скоростью 10-100°C/мин до температуры на 10-100°C выше температуры конца обратного α→γ превращения и охлаждают на воздухе [Авторское свидетельство СССР №1057559, C21D 1/26, опубл. 30.11.1983] (прототип).Closest to the claimed invention is a method of processing an alloy based on an iron-nickel system having a temperature of reverse α → γ conversion not higher than 500 ° C, including heating to 840 ° C and cooling in water. After cooling in water, the alloy is additionally cooled to a temperature below the γ → α transformation, then it is heated to the start temperature of the α → γ transformation (at an arbitrary speed), then it is heated at a speed of 5-60 ° C / min to the temperature of the end of the α → γ transformation, then with a speed of 10-100 ° C / min to a temperature of 10-100 ° C higher than the temperature of the end of the reverse α → γ transformation and cooled in air [USSR Author's Certificate No. 1057559, C21D 1/26, publ. 11/30/1983] (prototype).
Применение вышеуказанного способа термической обработки сплавов на основе системы железо-никель приводит к понижению температуры начала мартенситного превращения. В то же время существенно на (2÷6)⋅10-6 К-1 изменяется величина ТКЛР. Такое изменение ТКЛР не соответствует заявленному критерию «сохранение заданного значения ТКЛР» и недопустимо при создании изделий, требующих заданных значений ТКЛР.The application of the above method of heat treatment of alloys based on the iron-nickel system leads to a decrease in the temperature of the onset of martensitic transformation. At the same time, significantly at (2 ÷ 6) ⋅10-6 TO-one the value of LTEC. Such a change in the TECL does not meet the stated criterion of “preserving the specified TECL value” and is unacceptable when creating products that require the specified TECL values.
Техническим результатом изобретения является понижение температуры Мн и расширение за счет этого диапазона температур, в котором реализуются заданные (требуемые) в зависимости от области применения сплава как низкие (5÷7⋅10-6 К-1), так и минимальные ≤3,5⋅10-6 К-1, в частности (0,1÷0,7)⋅10-6 К-1, значения ТКЛР.The technical result of the invention is to lower the temperature Mn and expand due to this temperature range, in which the set (required) depending on the application of the alloy is realized both low (5 ÷ 7⋅10 -6 K -1 ) and minimum ≤3.5 ⋅10 -6 K -1 , in particular (0.1 ÷ 0.7) ⋅10 -6 K -1 , TEC values.
Технический результат достигается за счет усовершенствования способа обработки инварного сплава на основе системы железо-никель, включающего нагрев до 830-850°C и охлаждение в воде, дополнительное охлаждение до температуры ниже начала γ→α превращения, нагрев до температуры начала обратного α→γ превращения, последующий медленный нагрев до температуры конца α→γ превращения, затем нагрев со скоростью не менее 10°C/мин до температуры на 10÷100°C выше температуры конца α→γ превращения и охлаждение на воздухе. Это усовершенствование заключается в том, что нагрев в области α→γ превращения проводят со скоростью 0,2÷3°C/мин, а после охлаждения на воздухе проводят дополнительный нагрев в диапазоне температур 500-700°C и изотермическую выдержку от 15 минут до 10 часов с последующим охлаждением на воздухе.The technical result is achieved by improving the processing method of an invar alloy based on the iron-nickel system, including heating to 830-850 ° C and cooling in water, additional cooling to a temperature below the beginning of the γ → α transformation, heating to the temperature of the beginning of the reverse α → γ transformation followed by slow heating to the temperature of the end of the α → γ transformation, then heating at a rate of at least 10 ° C / min to a temperature 10 ÷ 100 ° C higher than the temperature of the end of the α → γ transformation and cooling in air. This improvement lies in the fact that heating in the region of α → γ transformation is carried out at a rate of 0.2 ÷ 3 ° C / min, and after cooling in air, additional heating is carried out in the temperature range 500-700 ° C and isothermal exposure from 15 minutes to 10 hours followed by cooling in air.
Физический принцип предложенного способа заключается в формировании концентрационных неоднородностей в аустените – областей, обогащенных и обедненных никелем. Формирование таких концентрационных неоднородностей приводит к существенному понижению температуры Мн сплавов.The physical principle of the proposed method consists in the formation of concentration inhomogeneities in austenite — areas enriched and depleted in nickel. The formation of such concentration inhomogeneities leads to a significant decrease in the temperature Mn of alloys.
Охлаждение сплава до температур ниже температуры начала Мн приводит к формированию мартенситной структуры с ОЦК решеткой. Последующий нагрев до температуры начала обратного α→γ превращения (Ан) можно проводить с произвольной скоростью, так как в этом интервале температур практически не происходит перераспределение компонентов сплава с образованием концентрационных неоднородностей. Выше температуры Ан нагрев должен проводиться с малой скоростью (0,5÷3°C/мин). Такая малая скорость нагрева обеспечивает перераспределение атомов никеля между α и γ фазами, при этом γ-фаза обогащается, а α-фаза обедняется никелем. Нагрев со скоростью ниже 0,2°C/мин, увеличивая время термической обработки, не повлияет на уровень теплофизических характеристик сплава. Нагрев со скоростью выше 3°C/мин не обеспечивает полноты протекания диффузионных процессов и, как следствие, получения необходимого уровня свойств.Cooling the alloy to temperatures below the onset temperature of Mn leads to the formation of a martensitic structure with a bcc lattice. Subsequent heating to the temperature of the beginning of the reverse α → γ transformation (An) can be carried out at an arbitrary speed, since in this temperature range there is practically no redistribution of alloy components with the formation of concentration inhomogeneities. Above the temperature An, heating should be carried out at a low speed (0.5 ÷ 3 ° C / min). Such a low heating rate ensures the redistribution of nickel atoms between the α and γ phases, while the γ phase is enriched, and the α phase is depleted in nickel. Heating at a rate below 0.2 ° C / min, increasing the heat treatment time, will not affect the level of thermophysical characteristics of the alloy. Heating with a speed above 3 ° C / min does not ensure the completeness of the diffusion processes and, as a result, obtaining the required level of properties.
Высокая скорость не менее 10°C/мин нагрева до температуры на 10-100°C выше температуры конца α→γ превращения (Ак) необходима для того, чтобы сплав полностью перешел в состояние однофазного γ-твердого раствора с сохранением концентрационных неоднородностей, образовавшихся в процессе замедленного нагрева в области температур Ан-Ак.A high rate of at least 10 ° C / min heating to a temperature of 10-100 ° C above the temperature of the end of the α → γ transformation (Ak) is necessary for the alloy to completely transition to the state of a single-phase γ-solid solution with preservation of the concentration inhomogeneities formed in the process of delayed heating in the temperature region of An-Ak.
С целью изменения ТКЛР и приведения его к величине, близкой к заданному значению, при сохранении полученных низких значений Мн сплав нагревают до температур 500÷700°C и выдерживают при этой температуре от 15 минут до 10 часов.In order to change the LTEC and bring it to a value close to a predetermined value, while maintaining the obtained low Mn values, the alloy is heated to temperatures of 500–700 ° C and held at this temperature from 15 minutes to 10 hours.
Концентрационные неоднородности, образующиеся в аустените железоникелевых сплавов, разрушаются при температурах выше 500-700°C, и распределение атомов приближается к разупорядоченному (гомогенному). В результате разрушения концентрационных неоднородностей величина ТКЛР изменяется и приближается к заданным значениям - близким к исходному состоянию (после термической обработки в соответствии с Прецизионные сплавы. Справочник. М.: Металлургия, 1983, с. 439). С целью повышения ТКЛР осуществляют дополнительный нагрев до температур 500-600°C и длительную выдержку (до 10 часов). Для достижения низких значений ТКЛР (0,1-0,7⋅10-6 К-1) осуществляют дополнительный нагрев до температур порядка 700°C и небольшую по времени выдержку (до 30 минут). В результате заявленного способа термической обработки температура Мн повышается незначительно и в конечном итоге не превышает -150°C.Concentration inhomogeneities formed in austenite of iron-nickel alloys are destroyed at temperatures above 500-700 ° C, and the distribution of atoms approaches disordered (homogeneous). As a result of the destruction of concentration inhomogeneities, the TEC value changes and approaches the set values - close to the initial state (after heat treatment in accordance with Precision alloys. Reference book. M: Metallurgy, 1983, p. 439). In order to increase the thermal expansion coefficient, additional heating is carried out to temperatures of 500-600 ° C and a long exposure time (up to 10 hours). To achieve low TEC values (0.1-0.7-010 -6 K -1 ), additional heating is carried out to temperatures of about 700 ° C and a short exposure time (up to 30 minutes). As a result of the claimed method of heat treatment, the temperature Mn rises slightly and ultimately does not exceed -150 ° C.
Таким образом, нагрев при 500-700°C и выдержка от 15 минут до 10 часов после программированного (замедленного) нагрева в области температур Ан-Ак обеспечивает заявленный уровень теплофизических свойств, а именно низкие значения температуры Мн при сохранении заданных значений ТКЛР.Thus, heating at 500–700 ° C and holding it for 15 minutes to 10 hours after programmed (delayed) heating in the An-Ak temperature range provides the declared level of thermophysical properties, namely, low Mn temperatures while maintaining the specified TEC values.
Примеры реализации изобретенияExamples of the invention
Пример 1Example 1
Сплав 32НК-ВИ (суперинвар) с минимальным значением ТКЛР, содержащий Ni - 31,5%; Со - 4,5% и технологические примеси в соответствии с ГОСТ 10994.Alloy 32NK-VI (superinvar) with a minimum thermal expansion coefficient containing Ni - 31.5%; Co - 4.5% and technological impurities in accordance with GOST 10994.
Термическая обработка сплава 32НК-ВИ по предложенному способу включает следующие операции:Heat treatment of alloy 32NK-VI according to the proposed method includes the following operations:
- нагрев до 850°C, выдержка 1 час, охлаждение в воде;- heating to 850 ° C, holding for 1 hour, cooling in water;
- охлаждение до температуры -150°C, т.е. ниже температуры Мн;- cooling to a temperature of -150 ° C, i.e. below the temperature Mn;
- отогрев до комнатной температуры;- warming to room temperature;
- нагрев со скоростью 50°C/мин до температуры начала обратного α→γ превращения (Ан=420°C);- heating at a rate of 50 ° C / min to the temperature of the beginning of the reverse α → γ transformation (An = 420 ° C);
- нагрев в интервале температур Ан-Ак (420-550°C) со скоростью 0,5°C/мин;- heating in the temperature range An-Ak (420-550 ° C) at a rate of 0.5 ° C / min;
- нагрев со скоростью 15°C/мин до температуры 600°C с последующим охлаждением на воздухе;- heating at a rate of 15 ° C / min to a temperature of 600 ° C, followed by cooling in air;
- дополнительный нагрев до 680°C с выдержкой при этой температуре в течение 15 минут и последующее охлаждение на воздухе.- additional heating to 680 ° C with holding at this temperature for 15 minutes and subsequent cooling in air.
После обработки по предложенному нами способу сплав имеет следующие свойства: температура Мн ниже -150°C; ТКЛР (0,6÷0,7)⋅10-6 К-1.After processing by our proposed method, the alloy has the following properties: temperature Mn below -150 ° C; TECL (0.6 ÷ 0.7) ⋅ 10 -6 K -1 .
После термической обработки по ГОСТ 14082, включающей закалку с температуры 840±10°C в воде, последующий отпуск при температуре 315±10°C с выдержкой 1 час и охлаждение на воздухе, сплав обладает следующими теплофизическими свойствами: ТКЛР (α20÷100°C)=0,3⋅10-6 К-1, температура Мн=-30°C.After heat treatment according to GOST 14082, including quenching from a temperature of 840 ± 10 ° C in water, subsequent tempering at a temperature of 315 ± 10 ° C with an exposure of 1 hour and cooling in air, the alloy has the following thermophysical properties: thermal expansion coefficient (α 20 ÷ 100 ° C ) = 0.3⋅10 -6 K -1 , temperature Mn = -30 ° C.
Таким образом, использование предложенного нами способа обработки позволяет понизить температуру Мн при сохранении заданных минимальных значений ТКЛР (α20÷100°C<1,0⋅10-6 К-1).Thus, the use of the processing method proposed by us makes it possible to lower the temperature Mn while maintaining the specified minimum values of thermal expansion coefficient (α 20 ÷ 100 ° C <1.0⋅10 -6 K -1 ).
Пример 2Example 2
Сплав с низким значением ТКЛР (для согласования со стеклами и керамикой) 29НК, содержащий Ni - 28,7%; Со - 17,5% и технологические примеси в соответствии с ГОСТ 10994.Alloy with a low TEC value (for agreement with glasses and ceramics) 29NK, containing Ni - 28.7%; Co - 17.5% and technological impurities in accordance with GOST 10994.
Термическая обработка сплава 29НК по предложенному способу включает следующие операции:The heat treatment of alloy 29NK according to the proposed method includes the following operations:
- нагрев до 850°C, выдержка 1 час, охлаждение в воде;- heating to 850 ° C, holding for 1 hour, cooling in water;
- охлаждение до температуры -150°C, ниже температуры Мн, составляющей для этого сплава -5°C;- cooling to a temperature of -150 ° C, below the temperature Mn, component for this alloy -5 ° C;
- нагрев до температуры начала обратного α→γ превращения (Ан=440°C) со скоростью 20°C/мин;- heating to the temperature of the beginning of the reverse α → γ transformation (An = 440 ° C) at a rate of 20 ° C / min;
- нагрев в интервале температур Ан-Ак (440-550°C) со скоростью 1°C/мин;- heating in the temperature range An-Ak (440-550 ° C) at a rate of 1 ° C / min;
- нагрев со скоростью 50°C/мин до температуры 610°C с последующим охлаждением на воздухе;- heating at a rate of 50 ° C / min to a temperature of 610 ° C, followed by cooling in air;
- дополнительный нагрев до 500°C, выдержка при этой температуре 8 часов и последующее охлаждение на воздухе.- additional heating to 500 ° C, holding at this temperature for 8 hours and subsequent cooling in air.
После данной термической обработки сплав имеет следующий уровень свойств: ТКЛР α(20÷300°C)=5,3⋅10-6 К-1, температура Мн<-150°C.After this heat treatment, the alloy has the following properties: TECL α ( 20 ÷ 300 ° C ) = 5.3 =10 -6 K -1 , temperature Mn <-150 ° C.
После термической обработки, включающей нагрев до 960°C, выдержку и последующее охлаждение до комнатной температуры [согласно рекомендованной в ГОСТ 14082], сплав имеет следующие теплофизические характеристики:After heat treatment, including heating to 960 ° C, holding and subsequent cooling to room temperature [as recommended in GOST 14082], the alloy has the following thermophysical characteristics:
ТКЛР (α20÷300°C)=4,8⋅10-6 К-1, Мн=-5°C.LTEC (α 20 ÷ 300 ° C ) = 4.8⋅10 -6 K -1 , Mn = -5 ° C.
Использование предложенного нами способа позволяет реализовать требуемое по ГОСТ значение ТКЛР в сочетании с низкой температурой начала мартенситного превращения (Мн<-150°C).Using the method we have proposed allows us to realize the GCL value required by GOST in combination with a low temperature of the onset of martensitic transformation (Mn <-150 ° C).
Claims (1)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2015147561A RU2610654C1 (en) | 2015-11-05 | 2015-11-05 | Treatment method for invar alloy based on iron-nickel system |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2015147561A RU2610654C1 (en) | 2015-11-05 | 2015-11-05 | Treatment method for invar alloy based on iron-nickel system |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2610654C1 true RU2610654C1 (en) | 2017-02-14 |
Family
ID=58458724
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2015147561A RU2610654C1 (en) | 2015-11-05 | 2015-11-05 | Treatment method for invar alloy based on iron-nickel system |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2610654C1 (en) |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU1057559A1 (en) * | 1982-06-15 | 1983-11-30 | Центральный Ордена Трудового Красного Знамени Научно-Исследовательский Институт Черной Металлургии Им.И.П.Бардина | Method for treating iron-based alloys |
| RU2086667C1 (en) * | 1995-12-18 | 1997-08-10 | Институт физики металлов Уральского отделения РАН | Method of treating aging austenite invar alloys |
| US20100043928A1 (en) * | 2006-12-22 | 2010-02-25 | Jin Kyung Sung | Method of forming texture on surface of iron or iron-base alloy sheet, method of manufacturing non-oriented electrical steel sheet by using the same and non-oriented electrical steel sheet manufactured by using the same |
| CN102978361A (en) * | 2012-11-29 | 2013-03-20 | 深圳市欣天科技有限公司 | Thermal treatment process of Invar alloy |
| US20130213531A1 (en) * | 2008-04-28 | 2013-08-22 | Canon Kabushiki Kaisha | Method for producing alloy |
-
2015
- 2015-11-05 RU RU2015147561A patent/RU2610654C1/en active IP Right Revival
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU1057559A1 (en) * | 1982-06-15 | 1983-11-30 | Центральный Ордена Трудового Красного Знамени Научно-Исследовательский Институт Черной Металлургии Им.И.П.Бардина | Method for treating iron-based alloys |
| RU2086667C1 (en) * | 1995-12-18 | 1997-08-10 | Институт физики металлов Уральского отделения РАН | Method of treating aging austenite invar alloys |
| US20100043928A1 (en) * | 2006-12-22 | 2010-02-25 | Jin Kyung Sung | Method of forming texture on surface of iron or iron-base alloy sheet, method of manufacturing non-oriented electrical steel sheet by using the same and non-oriented electrical steel sheet manufactured by using the same |
| US20130213531A1 (en) * | 2008-04-28 | 2013-08-22 | Canon Kabushiki Kaisha | Method for producing alloy |
| CN102978361A (en) * | 2012-11-29 | 2013-03-20 | 深圳市欣天科技有限公司 | Thermal treatment process of Invar alloy |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Ramsperger et al. | Solution heat treatment of the single crystal nickel‐base superalloy CMSX‐4 fabricated by selective electron beam melting | |
| KR20060004970A (en) | Methods of processing nickel-titanium shape memory alloys | |
| McReynolds et al. | Neutron irradiation effects in Cu and Al at 80 K | |
| WO2018186417A1 (en) | Low thermal expansion alloy | |
| Shamsolhodaei et al. | Enhancement of mechanical and functional properties of welded NiTi by controlling nickel vapourisation | |
| RU2610654C1 (en) | Treatment method for invar alloy based on iron-nickel system | |
| Kazemi-Choobi et al. | Influence of recrystallization and subsequent aging treatment on superelastic behavior and martensitic transformation of Ni50. 9Ti wires | |
| Distl et al. | Effect of oxygen on high‐temperature phase equilibria in ternary Ti‐Al‐Nb Alloys | |
| Babacan et al. | The effects of cold rolling and the subsequent heat treatments on the shape memory and the superelasticity characteristics of Cu73Al16Mn11 shape memory alloy | |
| Konstantinović et al. | Dissolution of carbon-vacancy complexes in Fe-C alloys | |
| Mattos et al. | Uphill quenching of aluminum alloys | |
| Potekaev et al. | The influence of phase hardening on premartensitic states and on martensitic transformation in multicomponent alloys Ti (Ni, Co, Mo) with shape memory effects | |
| Zhan et al. | The Effect of Ageing Treatment on Shape‐Setting and Shape Memory Effect of a NiTi SMA Corrugated Structure | |
| KR101624736B1 (en) | Manufacturing method of ordered alloy 690 with improved thermal conductivity and ordered alloy 690 manufactured using the method thereof | |
| Yang et al. | A Novel Constraint Method During Solution Treatment to Suppress Heating Rate‐Dependent Martensitic Stabilization in Cu–17.0 Al–10.5 Mn Alloy | |
| Harner et al. | After 100 Years, the Uses for Invar Continue to Multiply | |
| Yan et al. | Influence of different thermo-mechanical cycling routes on recovery stresses of annealed niti wires | |
| RU2625376C1 (en) | Method of thermomechanical processing of rods from biphase titanium alloys for producing low values of linear expansion thermal coefficient in rod axis direction | |
| Ursanu et al. | Dynamic mechanical analyze of superelastic CuMnAl shape memory alloy | |
| Temur et al. | LOW THERMAL EXPANSION COEFFICIENT Fe-Ni-Co ALLOYS-PLASTIC DEFORMATION, ALLOY COMPOSITION and MARTENSITIC TRANSFORMATION RELATIONSHIPS | |
| Sun | Effect of low-temperature aging on phase transformation and superelasticity of niti alloys with different grain sizes | |
| Xu et al. | Impact of Hf alloying on the functional properties of Ni-Mn-Ga high temperature shape memory alloys | |
| Kubyshkina et al. | The martensitic transformation in stainless steels of the austenitic-martensitic class | |
| Garner et al. | Neutron-induced swelling of model Fe-Cr-Mn-Ni alloys and commercial manganese-stabilized steels | |
| Zhang et al. | Effects of mechanical treatment and pre-deformation on shape recovery stress of Ti50Ni47Fe3 shape memory alloy |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20181106 |
|
| NF4A | Reinstatement of patent |
Effective date: 20220404 |