CN114226662A - 一种退火制备低热膨胀因瓦合金的方法 - Google Patents

一种退火制备低热膨胀因瓦合金的方法 Download PDF

Info

Publication number
CN114226662A
CN114226662A CN202111516736.0A CN202111516736A CN114226662A CN 114226662 A CN114226662 A CN 114226662A CN 202111516736 A CN202111516736 A CN 202111516736A CN 114226662 A CN114226662 A CN 114226662A
Authority
CN
China
Prior art keywords
thermal expansion
annealing
invar alloy
sample
expansion coefficient
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN202111516736.0A
Other languages
English (en)
Other versions
CN114226662B (zh
Inventor
黄琳
宋成
潘峰
郭庭温
周永健
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Tsinghua University
Original Assignee
Tsinghua University
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Tsinghua University filed Critical Tsinghua University
Priority to CN202111516736.0A priority Critical patent/CN114226662B/zh
Publication of CN114226662A publication Critical patent/CN114226662A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN114226662B publication Critical patent/CN114226662B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/001—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths of specific alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23P—METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR; COMBINED OPERATIONS; UNIVERSAL MACHINE TOOLS
    • B23P15/00—Making specific metal objects by operations not covered by a single other subclass or a group in this subclass
    • 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
    • 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
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C21D1/773—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material under reduced pressure or vacuum
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • G—PHYSICS
    • G06—COMPUTING; CALCULATING OR COUNTING
    • G06F—ELECTRIC DIGITAL DATA PROCESSING
    • G06F17/00—Digital computing or data processing equipment or methods, specially adapted for specific functions
    • G06F17/10—Complex mathematical operations

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Data Mining & Analysis (AREA)
  • Mathematical Physics (AREA)
  • Theoretical Computer Science (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Mathematical Analysis (AREA)
  • Mathematical Optimization (AREA)
  • Algebra (AREA)
  • Pure & Applied Mathematics (AREA)
  • Databases & Information Systems (AREA)
  • Software Systems (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Computational Mathematics (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明涉及一种退火制备低热膨胀因瓦合金的方法。通过连铸工艺、切割工艺、初轧工艺、热轧工艺、退火工艺、酸洗及拉拔工艺制备低热膨胀因瓦合金拉拔丝；对所得拉拔丝进行退火操作，得到低热膨胀因瓦合金。本发明在降低热膨胀系数时具有低成本、无污染、尺寸均匀等优势，不需要向原有的合金中添加其他合金元素，且不引起任何化学试剂，不用考虑化学试剂的排放对环境造成的污染。本发明通过对成品试样进行退火处理，测试试样的微观结构(磁畴和金相)以及试样退火后的热膨胀系数，我们可以非常明显的得到在不同退火方式处理之后，低热膨胀与高热膨胀试样的磁畴和金相明显的差别。

Description

一种退火制备低热膨胀因瓦合金的方法
技术领域
本发明涉及一种退火制备低热膨胀因瓦合金的方法，属于材料技术领域。
背景技术
Ni含量在36％左右的Ni-Fe因瓦合金是一种在室温热膨胀系数很低，且具有反常的力学和磁性能的合金材料。低热膨胀系数的产生，一般被认为是由于这类材料在居里温度点以下有很大的正自发体积磁致伸缩，降温时磁致伸缩伸长抵消了正常的点阵收缩，从而产生室温附近的低热膨胀系数。因其优异的低膨胀特性，它最初主要用来制造精密仪器、电子工业、航空航天等。随着科技及应用范围的扩展，如海洋长途运输的液化天然气储罐、特殊传输电缆、大型电子望远镜的基座定位装置、宇航工业适用的因瓦合金模具、液氢储罐等，合金产品应用领域已从传统精密仪器行业向电子工业和特殊结构材料行业拓展，需求量越来越大。
需要指出的是，Ni36合金热膨胀系数受居里温度、磁致伸缩等磁学性能影响，但合金元素之间耦合作用对磁学性能的影响规律尚不明确。
通过研究材料在不同成分、不同磁学性能情况下热膨胀系数的变化，探究自旋对于热膨胀系数的影响机制，解决Ni36合金热膨胀系数控制困难的问题。
发明内容
本发明的目的是提供一种退火制备低热膨胀因瓦合金的方法。目的是利用该方法制备热膨胀系数可控的因瓦合金，并简单、清晰地显示因瓦合金的磁畴，体现磁特性与热膨胀系数的关系。
本发明因瓦合金(冷拔丝)的成分，按重量百分配比计，为Ni:35.71％；C<0.05％；Si:0.15％；Mn:0.29％；Al<0.016％；Cu<0.05％；P<0.01％,S<0.01％；余量Fe和不可避免的杂质，杂质总量低于0.01％。
本发明的制备低热膨胀因瓦合金的方法，包括如下步骤：
(1)连铸工艺
采用立弯式连铸机进行因瓦合金连铸生产；
冶炼因瓦合金时，按重量百分比计，成分控制如下：C：≤0.05％、Si：≤0.30％、Mn：0.20-0.60％、P：≤0.01％、S：≤0.01％，Ni：35.0～37.0％，余量Fe；
(2)切割工艺：切割为180mm的方坯；
(3)初轧工艺：在初轧工序中，方坯的加热温度控制在1140±10℃，加热时间为4小时；
(4)热轧工艺：在热轧工序中，方坯的加热温度控制在1140±10℃，加热时间为2～3小时，轧至5mm～5.5mm的盘条；
(5)退火工艺：冷拔前将盘条进行退火处理，然后冷拔；
(6)酸洗；
(7)拉拔：将盘条拉拔得到拉拔丝。
上述方法步骤(1)中，铸机弧形半径8000mm，垂直段长度2510mm，冶金长度27600mm；铸坯长度为9800mm，宽度为1260mm，铸坯厚度为220mm；
上述方法步骤(5)中，退火处理的条件为850～950℃，保温1～2小时；
上述方法步骤(6)中，利用混酸(HF与水及HNO3的质量比为1:40:4)酸洗去除表面上的氧化皮和锈蚀物。
上述方法步骤(7)中，所得拉拔丝的直径可为2～5mm。
上述方法还可进一步包括对制得的拉拔丝进行退火的操作，
所述退火的条件包括如下条件：
(1)在整个退火过程中真空保持在≥0.1×10-2Pa；
(2)退火温度500～1000℃(优选为500℃)；
(3)退火保温时间为2小时；
(4)退火两小时后，炉内保温冷却至室温；或(4’)退火两小时后，打开炉盖，接触空气冷却至室温。
本发明还提供一种体现因瓦合金的磁特性与热膨胀系数的关系的方法。
本发明所提供的体现因瓦合金的磁特性与热膨胀系数的关系的方法，包括如下步骤：
通过上述连铸工艺、切割工艺、初轧工艺、热轧工艺、退火工艺、酸洗及拉拔工艺制备低热膨胀因瓦合金拉拔丝；对所得拉拔丝进行上述退火操作，去除氧化皮之后，磨制至表面光滑，观察样品的微观结构(磁畴和金相)，将样品的端面打磨光滑进行热膨胀系数测试，即可。
在进行上述退火操作之前，还可包括在制得的拉拔丝上截取试样的操作；所得试样的长度可为10mm,截面直径为2～5mm；
退火处理后，用高浓度盐酸与水比例为20:1稀释之后，剥离样品表面氧化皮，洗掉并用吹风机吹干；去除掉氧化皮之后，通过水砂纸磨制至表面光滑；
利用水砂纸磨制丝状因瓦合金端面光滑之后进行热膨胀系数的测试；
上述方法中，磁畴面积越大，弯曲程度越明显，则材料热膨胀系数越小。
本发明还提供一种预测因瓦合金热膨胀系数的方法。
本发明所提供的预测因瓦合金热膨胀系数的方法，包括如下步骤：
观察热膨胀系数已知的因瓦合金试样的微观结构(磁畴和金相)，同等条件下观察热膨胀系数待测的因瓦合金样品的微观结构(磁畴和金相)，比较两者的磁畴面积及弯曲程度，若待测因瓦合金样品的磁畴面积较热膨胀系数已知的因瓦合金试样的磁畴面积大，弯曲程度更加明显，则判断待测因瓦合金样品的热膨胀系数小于已知的热膨胀系数，反之，则判断待测因瓦合金样品的热膨胀系数大于已知的热膨胀系数。
本发明方法所制备的低热膨胀的因瓦合金冷拔丝有如下有益效果：
(1)本发明的因瓦合金的连铸生产方法，通过优化相关生产技术参数，保证连铸机浇铸阶段顺利生产，防止漏钢事故发生；通过降低钢的裂纹敏感性、降低钢液在结晶器内冷却速度、提高铸坯抗拉应力能力，解决了镍含量在36％左右的因瓦合金钢种大型化连铸坯的生产问题；因瓦合金铸坯表面无热裂纹、高温韧性好；
(2)本发明在降低热膨胀系数时具有低成本、无污染、尺寸均匀等优势，不需要向原有的合金中添加其他合金元素，且不引起任何化学试剂，不用考虑化学试剂的排放对环境造成的污染。
(3)本发明通过对成品试样进行退火处理，测试试样的微观结构(磁畴和金相)以及试样退火后的热膨胀系数，我们可以非常明显的得到在不同退火方式处理之后，低热膨胀与高热膨胀试样的磁畴和金相明显的差别。
附图说明
图1为本发明的因瓦合金冷拔丝的制造方法工艺流程示意图。
图2为本发明实施例1中对比试样的磁畴结构。
图3为本发明实施例2中试样的磁畴结构。
图4为本发明实施例3中试样的磁畴结构。
图5为本发明实施例4中试样的磁畴结构。
具体实施方式
下述实施例中所使用的实验方法如无特殊说明，均为常规方法。
下述实施例中所用的材料、试剂等，如无特殊说明，均可从商业途径得到。
本发明的实施例，连铸后将块体切割为180mm的方坯进行轧制，轧制温度控制在1140±10℃，随后进行850～950℃退火处理，1～2小时保温，利用酸溶液去除钢铁表面上的氧化皮和锈蚀物，按常规工艺将试样拉拔成成品焊丝。
对退火后的因瓦合金焊丝进行微观(磁畴，金相)组织观察和热膨胀测试。
实施例1
流程如图1所示。
采用立弯式连铸机进行因瓦合金连铸生产方法，铸机弧形半径8000mm，垂直段长度2510mm，冶金长度27600mm。铸坯长度为9800mm，宽度为1260mm，铸坯厚度为220mm。冶炼因瓦合金时，按重量百分比计，成分控制如下：C≤0.05％、Si≤0.30％、Mn 0.20～0.60％、P≤0.01％、S≤0.01％，Ni 35.0～37.0％，余量Fe。
将钢材切割为180mm的方坯进行初轧，方坯的加热温度控制在1140±10℃，加热时间为4小时，在热轧工序中，方坯的加热温度控制在1140±10℃，加热时间为3小时，将方坯轧至5mm盘条。
冷拔前将盘条进行退火处理，工艺为950℃，2小时保温；然后冷拔；利用酸溶液(HF与水及HNO3的质量比为1:40:4)去除表面上的氧化皮和锈蚀物，随后按常规工艺将试样拉拔成成品焊丝。
焊丝切割成长10mm长的试样，将试样表面在水砂纸上打磨光滑，测试热膨胀系数(通过顶杆式间接法测定热膨胀系数)α20～100℃＝1.3×10-6/℃,微观观察材料的磁畴结构如图2所示。
实施例2
本实施例制备过程中的工艺参数与实施例1相同，不同的是对试样进行500℃真空退火，2小时保温，真空度为0.1×10-2Pa，炉内保温降温至室温取样。
利用盐酸：水＝20:1释之后，剥离样品表面氧化皮，洗掉并用吹风机吹干，去除钢铁表面上的氧化皮和锈蚀物，通过水砂纸磨制至表面光滑，微观观察材料的磁畴结构如图3所示。利用水砂纸磨制丝状因瓦合金端面光滑之后进行热膨胀系数测试，热膨胀系数测试α20～100℃＝1.1×10-6/℃。
实施例3
本实施例制备过程中的工艺参数与实施例1相同，不同的是对试样进行500℃真空退火，2小时保温，真空度为0.1×10-2Pa，开炉盖降温至室温取样。
利用盐酸：水＝20:1释之后，剥离样品表面氧化皮，洗掉并用吹风机吹干，去除钢铁表面上的氧化皮和锈蚀物，，通过水砂纸磨制至表面光滑，微观观察材料的磁畴结构如图4所示。利用水砂纸磨制丝状因瓦合金端面光滑之后进行热膨胀系数测试，热膨胀系数测试α20～100℃＝1.26×10-6/℃。
实施例4
本实施例制备过程中的工艺参数与实施例1相同，不同的是对试样进行900℃，真空退火，2小时保温，真空度为0.1×10-2Pa，炉内保温降温至室温取样。
利用盐酸：水＝20:1释之后，剥离样品表面氧化皮，洗掉并用吹风机吹干，去除钢铁表面上的氧化皮和锈蚀物，通过水砂纸磨制至表面光滑，微观观察材料的磁畴结构如图5所示。利用水砂纸磨制丝状因瓦合金端面光滑之后进行热膨胀系数测试，热膨胀系数测试α20～100℃＝1.44×10-6/℃。
通过对比三种实施案例样的微观结构(磁畴)以及试样退火后的热膨胀系数，我们可以非常明显的得到在500℃退火处理之后，低热膨胀与高热膨胀试样的磁畴和金相明显的差别。通过观察可以得到，实施例2中低热膨胀系数磁畴面积和弯曲程度相比于实施例1和实施例3中磁畴面积更大，弯曲程度更明显。由此可以得到实施例2中的畴壁能量更高，由此得到更高的磁致伸缩。在材料热膨胀过程中，大的磁致伸缩系数能够有效的抵消热膨胀带来的晶格拉伸，由此减小热膨胀系数，所以实施例2中得到更小的热膨胀系数。同时，退火温度对热膨胀系数也有影响，对比实施例2和4可知，500℃退火温度更有利于降低合金材料的热膨胀系数。

Claims (7)

1.一种制备低热膨胀因瓦合金的方法，包括如下步骤：
(1)连铸工艺
采用立弯式连铸机进行因瓦合金连铸生产；
冶炼因瓦合金时，按重量百分比计，成分控制如下：C：≤0.05％、Si：≤0.30％、Mn：0.20-0.60％、P：≤0.01％、S：≤0.01％，Ni：35.0～37.0％，余量Fe；
(2)切割工艺：切割为180mm的方坯；
(3)初轧工艺：在初轧工序中，方坯的加热温度控制在1140±10℃，加热时间为4小时
(4)热轧工艺：在热轧工序中，方坯的加热温度控制在1140±10℃，加热时间为2～3小时，轧至5mm～5.5mm的盘条；
(5)退火工艺：冷拔前将盘条进行退火处理，然后冷拔；
(6)酸洗；
(7)拉拔：将盘条拉拔得到拉拔丝。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于：步骤(1)中，铸机弧形半径8000mm，垂直段长度2510mm，冶金长度27600mm；铸坯长度为9800mm，宽度为1260mm，铸坯厚度为220mm。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于：步骤(5)中，退火处理的条件为850～950℃，保温1～2小时。
4.根据权利要求1-3中任一项所述的方法，其特征在于：所述方法还进一步包括对制得的拉拔丝进行退火的操作，
所述退火的条件包括如下条件：
(1)在整个退火过程中真空保持在≥0.1×10-2Pa；
(2)退火温度500～1000℃；
(3)退火保温时间为2小时；
(4)退火两小时后，炉内保温冷却至室温；或(4’)退火两小时后，打开炉盖，接触空气冷却至室温。
5.一种体现因瓦合金的磁特性与热膨胀系数的关系的方法，包括如下步骤：
通过权利要求1-3中任一项所述的方法制备低热膨胀因瓦合金拉拔丝；对所得拉拔丝进行权利要求4所述的退火操作，去除氧化皮之后，磨制至表面光滑，观察样品的微观结构，将样品的端面打磨光滑进行热膨胀系数测试，即可。
6.根据权利要求5所述的方法，其特征在于：所述微观结构包括磁畴和金相；
磁畴面积越大，弯曲程度越明显，则材料热膨胀系数越小。
7.一种预测因瓦合金热膨胀系数的方法，包括如下步骤：
观察热膨胀系数已知的因瓦合金试样的微观结构磁畴和金相，同等条件下观察热膨胀系数待测的因瓦合金样品的微观结构磁畴和金相，比较两者的磁畴面积及弯曲程度，若待测因瓦合金样品的磁畴面积较热膨胀系数已知的因瓦合金试样的磁畴面积大，弯曲程度更加明显，则判断待测因瓦合金样品的热膨胀系数小于已知的热膨胀系数，反之，则判断待测因瓦合金样品的热膨胀系数大于已知的热膨胀系数。
CN202111516736.0A 2021-12-13 2021-12-13 一种退火制备低热膨胀因瓦合金的方法 Active CN114226662B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202111516736.0A CN114226662B (zh) 2021-12-13 2021-12-13 一种退火制备低热膨胀因瓦合金的方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202111516736.0A CN114226662B (zh) 2021-12-13 2021-12-13 一种退火制备低热膨胀因瓦合金的方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN114226662A true CN114226662A (zh) 2022-03-25
CN114226662B CN114226662B (zh) 2022-12-02

Family

ID=80755084

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202111516736.0A Active CN114226662B (zh) 2021-12-13 2021-12-13 一种退火制备低热膨胀因瓦合金的方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN114226662B (zh)

Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11295273A (ja) * 1998-04-13 1999-10-29 Hitachi Ltd 材料劣化診断装置
JP2000034520A (ja) * 1998-07-14 2000-02-02 Kawasaki Steel Corp 磁気特性に優れる方向性けい素鋼板の製造方法
US20100310903A1 (en) * 2009-01-16 2010-12-09 Udofot Bassey J Electrodeposition of hard to deposit materials on aluminum and other substrates using improved water saving mercy cell
CN105239005A (zh) * 2015-11-27 2016-01-13 武汉钢铁(集团)公司 一种高磁导率无取向硅钢及生产方法
US20160276077A1 (en) * 2015-03-18 2016-09-22 Materion Corporation Magnetic copper alloys
CN108265233A (zh) * 2018-01-23 2018-07-10 上海康晟航材科技股份有限公司 耐腐蚀因瓦合金
CN109852896A (zh) * 2019-04-16 2019-06-07 常熟理工学院 低热膨胀的Fe-36Ni因瓦合金板材的制造方法
CN111318658A (zh) * 2020-03-24 2020-06-23 山西太钢不锈钢股份有限公司 因瓦合金及其连铸生产方法
CN111876692A (zh) * 2020-07-27 2020-11-03 中国科学院金属研究所 一种低膨胀合金线材及其制备方法
US20210020349A1 (en) * 2018-03-30 2021-01-21 Jfe Steel Corporation Iron core for transformer
CN112375930A (zh) * 2020-11-30 2021-02-19 常熟市梅李合金材料有限公司 一种高电阻镍铬电热合金及其生产工艺
CN112746217A (zh) * 2019-10-31 2021-05-04 宝武特种冶金有限公司 一种高强度低膨胀因瓦合金线材及其制造方法

Patent Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11295273A (ja) * 1998-04-13 1999-10-29 Hitachi Ltd 材料劣化診断装置
JP2000034520A (ja) * 1998-07-14 2000-02-02 Kawasaki Steel Corp 磁気特性に優れる方向性けい素鋼板の製造方法
US20100310903A1 (en) * 2009-01-16 2010-12-09 Udofot Bassey J Electrodeposition of hard to deposit materials on aluminum and other substrates using improved water saving mercy cell
US20160276077A1 (en) * 2015-03-18 2016-09-22 Materion Corporation Magnetic copper alloys
CN105239005A (zh) * 2015-11-27 2016-01-13 武汉钢铁(集团)公司 一种高磁导率无取向硅钢及生产方法
CN108265233A (zh) * 2018-01-23 2018-07-10 上海康晟航材科技股份有限公司 耐腐蚀因瓦合金
US20210020349A1 (en) * 2018-03-30 2021-01-21 Jfe Steel Corporation Iron core for transformer
CN109852896A (zh) * 2019-04-16 2019-06-07 常熟理工学院 低热膨胀的Fe-36Ni因瓦合金板材的制造方法
CN112746217A (zh) * 2019-10-31 2021-05-04 宝武特种冶金有限公司 一种高强度低膨胀因瓦合金线材及其制造方法
CN111318658A (zh) * 2020-03-24 2020-06-23 山西太钢不锈钢股份有限公司 因瓦合金及其连铸生产方法
CN111876692A (zh) * 2020-07-27 2020-11-03 中国科学院金属研究所 一种低膨胀合金线材及其制备方法
CN112375930A (zh) * 2020-11-30 2021-02-19 常熟市梅李合金材料有限公司 一种高电阻镍铬电热合金及其生产工艺

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
王江: "《现代计量测试技术》", 31 December 1990, 中国计量出版社 *
陈保安等: "热处理对Fe-Ni合金丝力学性能和膨胀特性的影响", 《工程科学学报》 *

Also Published As

Publication number Publication date
CN114226662B (zh) 2022-12-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
Liu et al. Texture development and formability of strip cast 17% Cr ferritic stainless steel
Prasad et al. Hot deformation behavior of the high-entropy alloy CoCuFeMnNi
Utada et al. Creep property and phase stability of sulfur-doped Ni-base single-crystal superalloys and effectiveness of CaO desulfurization
Xu et al. Microstructural evolution and hot deformation behavior of lean duplex stainless steel 2101
CN114226662B (zh) 一种退火制备低热膨胀因瓦合金的方法
Yanchong et al. Research on the hot ductility of Fe-36Ni invar alloy
CN116748820B (zh) 异形无缝管材及其制备方法
KR20100134619A (ko) 베릴륨구리 단조 벌크체
Shi et al. Effect of cellular recrystallization on tensile properties of a nickel-based single crystal superalloy containing Re and Ru
Jenkins et al. Creep of high-purity copper
CN113655060A (zh) 一种过共析钢网状渗碳体析出速度的定量评价方法
Liu et al. Effect of compression direction on the dynamic recrystallization behavior of continuous columnar-grained CuNi10Fe1Mn alloy
CN111687234B (zh) 不锈钢特厚板制造方法
Levy et al. Oxidation and hot corrosion of some advanced superalloys at 1300 to 2000 F (704 to 1093 C)
Burkhanov et al. Manufacturing features, structure, and properties of high-purity Mo-Re thin sheets
de Dafé et al. Martensite formation and recrystallization behavior in 17Mn0. 06C2Si3Al1Ni TRIP/TWIP steel after hot and cold rolling
Lin et al. The effect of dispersion and spheroidization treatment of δ zirconium hydrides on the mechanical properties of Zircaloy
Kashihara et al. Fabrication of lotus-type porous carbon steel via continuous zone melting and its mechanical properties
Song et al. Characterization of Alloy 709 Commercial Heats
Kusabiraki et al. Effects of tensile stress on the high-temperature oxidation of an Fe–38Ni–13Co–4.7 Nb–1.5 Ti–0.4 Si superalloy in air
Chen et al. Microstructure and properties of Ti and Ti+ Nb ultra-low-carbon bake hardened steels
Ba et al. Grain size dependence of hot deformation behaviors and resultant hot ductility in cryogenic high-manganese steel
Clough et al. The rosette, star, tensile fracture
CN116559224A (zh) 一种取向硅钢初次再结晶温度测试方法
CN116555675A (zh) 一种低热膨胀高磁性能因瓦合金及其制备方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant