KR102218869B1 - 합금을 가공하기 위한 방법 - Google Patents

합금을 가공하기 위한 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR102218869B1
KR102218869B1 KR1020157006362A KR20157006362A KR102218869B1 KR 102218869 B1 KR102218869 B1 KR 102218869B1 KR 1020157006362 A KR1020157006362 A KR 1020157006362A KR 20157006362 A KR20157006362 A KR 20157006362A KR 102218869 B1 KR102218869 B1 KR 102218869B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
temperature
iron
weight percent
workpiece
alloy
Prior art date
Application number
KR1020157006362A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20150120929A (ko
Inventor
로빈 엠. 포브스 존스
에린 티. 맥데비트
Original Assignee
에이티아이 프로퍼티즈 엘엘씨
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 에이티아이 프로퍼티즈 엘엘씨 filed Critical 에이티아이 프로퍼티즈 엘엘씨
Publication of KR20150120929A publication Critical patent/KR20150120929A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102218869B1 publication Critical patent/KR102218869B1/ko

Links

Images

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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • 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
    • 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
    • C21D11/00—Process control or regulation for heat treatments
    • 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
    • C21D11/00—Process control or regulation for heat treatments
    • C21D11/005—Process control or regulation for heat treatments for cooling
    • 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
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and 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
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatments In General, Especially Conveying And Cooling (AREA)
  • Forging (AREA)

Abstract

오스테나이트 합금을 포함하는 가공품을 열기계적으로 가공하는 것 및 냉각하는 것 중의 적어도 하나를 포함하는 금속간 화합물의 침전을 저해하기 위해 가공품을 가공하는 방법. 상기 가공품을 열기계적으로 가공하는 것 및 냉각하는 것 중의 적어도 하나 동안, 상기 오스테나이트 합금은 임계 냉각 시간 이하의 시간 동안 상기 오스테나이트 합금의 계산 시그마 솔버스 온도보다 단지 미만인 온도에서 냉각 온도까지의 온도에 걸친 온도 범위 내 온도에 있다.

Description

합금을 가공하기 위한 방법{METHODS FOR PROCESSING ALLOYS}
본 개시물은 합금의 방법에 관한 것이다. 본 방법은 예를 들면, 및 제한 없이, 화학, 광업, 오일, 및 가스 산업에서 용도를 찾을 수 있다.
화학 가공 설비에서 사용된 금속 합금 부분은 어려운 조건 하에서 고도로 부식성 및/또는 침식성 화합물과 접촉할 수 있다. 이들 조건은 금속 합금 부분이 예를 들면 높은 스트레스 및 공격적으로 촉진하는 부식 및 침식을 당하게 할 수 있다. 화학 가공 장비의 손상된, 마모된, 또는 부식된 금속 부분을 대체하는 것이 필요한 경우, 일정 시간 동안 설비 작업 기간을 지연시키는 것이 필요할 수 있다. 따라서, 화학 가공 설비에서 사용된 금속 합금 부분의 유용한 사용 기간의 연장은 제품 비용을 감소시킬 수 있다. 예를 들면, 상기 합금의 기계적 특성 및/또는 부식 저항성을 개선함에 의해 사용 기간을 연장할 수 있다.
유사하게, 오일 및 가스 시추 작업에서, 시추동 부품은 기계적, 화학, 및/또는 환경 조건으로 인해 분해할 수 있다. 시추동 부품은 충격, 마쇄, 마찰, 열, 마모, 침식, 부식, 및/또는 퇴적을 격을 수 있다. 종래의 합금은 시추동 부품으로서의 그의 이용에 영향을 미치는 하나 이상의 제한을 격을 수 있다. 예를 들면, 종래의 재료는 충분한 기계적 특성 (예를 들면, 항복 강도, 인장 강도, 및/또는 피로 강도)이 부족할 수 있고, 불충분한 부식 저항성 (예를 들면, 피팅 저항성 및/또는 스트레스 부식 균열)을 가질 수 있거나, 또는 필요한 비-자기적 특성이 부족할 수 있다. 또한, 종래의 합금의 특성은 상기 합금으로부터 제조된 시추동 부품의 가능한 크기 및 형상을 제한할 수 있다. 이들 제한은 상기 부품의 유용한 수명을 감소시킬 수 있어서, 오일 및 가스 시추를 복잡하게 하고 비용을 증가시킨다.
높은 강도 비-자기적 스테인레스 스틸은 상기 합금의 부식 저항성을 감소시키는 금속간 침전물을 종종 함유한다. 금속간 침전물 및 베이스 합금 사이에서 생기는 갈바니 부식 전지는 오일 및 가스 시추 작업에서 사용된 높은 강도 비-자기적 스테인레스 스틸 합금의 부식 저항성을 상당히 감소시킬 수 있다.
상기 오일 및 가스 산업에서 탐사 및 생산 시추 응용용으로 의도된 높은 강도 비-자기적 오스테나이트 스테인레스 스틸의 넓은 화학 조성이 2011년 12월 20일에 출원된 동시계류 중인 미국 특허 출원 일련 번호 13/331,135에 개시되어 있고, 이는 전체가 참고로서 본 명세서에 포함된다. ＇135 출원에 기술된 특정 강철의 단조된 가공품의 미세구조는 금속간 침전물을 포함할 수 있다는 것이 발견되었다. 금속간 침전물은 Fe-Cr-Ni 금속간 화합물로 구성된 σ-상 침전물이라고 생각된다. σ-상 침전물은 ＇135 출원에 개시된 스테인레스 스틸의 부식 저항성을 손상시킬 수 있고, 이는 특정 어려운 시추 환경에서 사용하기 위한 강철의 적합성에 부정적으로 영향을 미칠 수 있다.
요약
본 개시물의 한 비-제한적 양상에 따르면, 금속간 화합물의 침전을 저해하기 위해 가공품을 가공하는 방법은 오스테나이트 합금을 포함하는 가공품을 열기계적으로 가공하는 것 및 냉각하는 것 중의 적어도 하나를 포함한다. 상기 가공품을 열기계적으로 가공하는 것 및 냉각하는 것 중의 적어도 하나 동안, 상기 오스테나이트 합금은 임계 냉각 시간 이하의 기간 동안 상기 오스테나이트 합금의 계산 시그마 솔버스 온도보다 단지 미만인 온도에서 냉각 온도까지의 온도에 걸친 온도 범위 내 온도에 있다. 계산 시그마 솔버스 온도는 중량 퍼센트로 상기 오스테나이트 합금 조성의 함수이고 1155.8 - (760.4)·(니켈/철) + (1409)·(크롬/철) + (2391.6)·(몰리브덴/철) - (288.9)·(망간/철) - (634.8)·(코발트/철) + (107.8)·(텅스텐/철)와 같다. 냉각 온도는 중량 퍼센트로 상기 오스테나이트 합금 조성의 함수이고 1290.7 - (604.2)·(니켈/철) + (829.6)·(크롬/철) + (1899.6)·(몰리브덴/철) - (635.5)·(코발트/철) + (1251.3)·(텅스텐/철)와 같다. 임계 냉각 시간은 중량 퍼센트로 상기 오스테나이트 합금 조성의 함수이고 log10 2.948 + (3.631)·(니켈/철) - (4.846)·(크롬/철) - (11.157)·(몰리브덴/철) + (3.457)·(코발트/철) - (6.74)·(텅스텐/철)와 같다.
상기 방법의 특정 비-제한적 구체예에서, 열기계적으로 상기 가공품을 가공하는 것은 상기 가공품을 단조하는 것을 포함한다. 그러한 단조는, 예를 들면, 롤 단조, 스웨이징, 코깅, 오픈-다이 단조, 임프레션-다이 단조, 프레스 단조, 자동 고온 단조, 방사 단조, 및 업셋 단조 중의 적어도 하나를 포함할 수 있다. 상기 방법의 특정 비-제한적 구체예에서, 임계 냉각 시간은 10 분 내지 30 분, 10 분 초과, 또는 30 분 초과의 범위 내이다.
상기 방법의 특정 비-제한적 구체예에서, 상기 가공품을 열기계적으로 가공하는 것 및 냉각하는 것 중의 적어도 하나 후, 상기 가공품은 계산 시그마 솔버스 온도만큼 큰 어닐링 온도까지 가열되고, 및 상기 가공품을 상기 가공품을 어닐링하기에 충분한 기간 동안 어닐링 온도에서 유지한다. 상기 가공품이 어닐링 온도로부터 냉각함에 따라, 상기 오스테나이트 합금은 임계 냉각 시간 이하의 시간 동안, 계산 시그마 솔버스 온도보다 단지 미만인 온도에서 냉각 온도까지의 온도에 걸친 온도 범위 내 온도에 있다.
본 개시물의 또다른 비-제한적 양상에 따르면, 금속간 화합물의 침전을 저해하기 위해 오스테나이트 합금 가공품을 가공하는 방법은 상기 가공품을 단조하고, 단조된 가공품을 냉각하고, 및, 임의로, 냉각된 가공품을 어닐링하는 것을 포함한다. 상기 가공품을 단조하고 단조된 가공품을 냉각하는 동안, 상기 오스테나이트 합금은 임계 냉각 시간 이하의 시간 동안 상기 오스테나이트 합금의 계산 시그마 솔버스 온도보다 단지 미만인 온도에서 냉각 온도까지에 걸친 온도 범위를 통해 냉각한다. 계산 시그마 솔버스 온도는 중량 퍼센트로 상기 오스테나이트 합금 조성의 함수이고 1155.8 - (760.4)·(니켈/철) + (1409)·(크롬/철) + (2391.6)·(몰리브덴/철) - (288.9)·(망간/철) - (634.8)·(코발트/철) + (107.8)·(텅스텐/철)와 같다. 냉각 온도는 중량 퍼센트로 상기 오스테나이트 합금 조성의 함수이고 1290.7 - (604.2)·(니켈/철) + (829.6)·(크롬/철) + (1899.6)·(몰리브덴/철) - (635.5)·(코발트/철) + (1251.3)·(텅스텐/철)와 같다. 임계 냉각 시간은 중량 퍼센트로 상기 오스테나이트 합금 조성의 함수이고 log10 2.948 + (3.631)·(니켈/철) - (4.846)·(크롬/철) - (11.157)·(몰리브덴/철) + (3.457)·(코발트/철) - (6.74)·(텅스텐/철)와 같다. 특정 비-제한적 구체예에서, 상기 가공품을 단조하는 것은 롤 단조, 스웨이징, 코깅, 오픈-다이 단조, 임프레션-다이 단조, 프레스 단조, 자동 고온 단조, 방사 단조, 및 업셋 단조 중의 적어도 하나를 포함한다.
상기 방법의 특정 비-제한적 구체예에서, 상기 가공품을 단조하는 것은 전체적으로 계산 시그마 솔버스 온도 초과의 온도에서 행해진다. 상기 방법의 특정 다른 비-제한적 구체예에서, 상기 가공품을 단조하는 것은 계산 시그마 솔버스 온도를 통과하여 행해진다. 상기 방법의 특정 비-제한적 구체예에서, 임계 냉각 시간은 10 분 내지 30 분, 10 분 초과, 30 분 초과의 범위 내이다.
본 명세서에서 기술된 장치 및 방법의 특징 및 장점은 첨부된 도면을 참고하여 이해할 수 있는데, 여기서:
도 1은 비-자기적 오스테나이트 합금의 방사 단조된 가공품의 반지름 중앙에서 미세구조 내 유해한 금속간 침전물을 보여주는 마이크로그래프이다;
도 2는 합금에서 0.1 중량 퍼센트 σ-상 금속간 침전에 대한 반응속도론을 예측하는 등온 변환 곡선 또는 TTT 곡선이다;
도 3은 본 개시물의 방법에 따른 오스테나이트 합금의 실험적 가공품의 방사 단조로부터 유래된 계산된 가공품-중심 온도, 계산된 중심 온도, 계산된 표면 온도, 및 실제 온도를 보여주는 플롯이다;
도 4은 본 개시물의 구체예에 따른 관련 형성 및 냉각 온도 및 시간을 가지는 TTT 곡선이다;
도 5은 탐사 및 생산 시추 오일 및 가스 산업에서 응용용으로 유용한 높은 강도 비-자기적 스틸의 특정 직경의 형태를 제조하기 위한 본 개시물에 따른 공정의 비-제한적 구체예의 모식도이다;
도 6은 본 개시물의 구체예에 따라 계산된 바와 같은 상대적으로 짧은 임계 냉각 시간을 가지는 합금의 구체예에 대한 TTT 곡선이다;
도 7은 본 개시물에 따른 시그마 상의 금속간 침전을 피하기 위해 필요한 계산된 임계 냉각 시간 초과의 실제 냉각 시간을 사용하여 제조된 단조된-그대로의 9-인치 직경 가공품의 중심 구역의 마이크로그래프이다;
도 8은 본 개시물의 구체예에 따라 계산된 바와 같은 상대적으로 긴 임계 냉각 시간을 가지는 합금의 구체예에 대한 TTT 곡선이다;
도 9은 본 개시물에 따른 시그마 상의 금속간 침전을 피하기 위해 계산된 임계 냉각 시간 미만의 실제 냉각 시간을 사용하여 단조된-그대로의 9-인치 직경 가공품의 반지름 중앙의 미세구조를 보여주는 마이크로그래프이다;
도 10은 본 개시물의 실시예 3에서 사용된 열 처리용 기울기 노의 온도 대 뒷벽으로부터의 거리의 플롯이다;
도 11은 본 개시물의 실시예 3에서 사용된 샘플링 온도 기울기 (수평선) 및 임계 냉각 시간 (수직선)을 플로팅한 TTT 곡선이다;
도 12은 본 개시물의 실시예 3에 대한 TTT 곡선 상의 다양한 온도에서 12 분 동안 유지된 샘플로부터의 미세구조를 겹친 도면이다;
도 13은 본 개시물의 실시예 3에 대한 TTT 곡선 상의 다양한 시간에 대해 1080℉에서 유지된 샘플에 대한 미세구조를 겹친 도면이다;
도 14A은 어닐링되고 본 개시물에 따른 계산된 임계 냉각 시간 이내에서 냉각되고 시그마 상 침전물이 없는 본 개시물의 실시예 4의 합금의 표면 구역의 미세구조를 보여주는 마이크로그래프이다;
도 14B은 어닐링되었지만 본 개시물에 따른 계산된 임계 냉각 시간 이내에서 냉각하지 않았고 시그마 상 침전물을 나타내는 본 개시물의 실시예 4의 합금의 중심 구역에서의 미세구조를 보여주는 마이크로그래프이다;
도 15A은 단조되었고 본 개시물에 따른 계산된 임계 냉각 시간 이내에서 냉각되었고 시그마 상 침전물이 없는 본 개시물의 실시예 5의 합금의 표면 구역의 미세구조를 보여주는 마이크로그래프이다;
도 15B은 단조되었고 본 개시물에 따른 계산된 임계 냉각 시간 이내에서 냉각되었고 시그마 상 침전물이 없는 본 개시물의 실시예 5의 합금의 중심 구역에서의 미세구조를 보여주는 마이크로그래프이다;
도 16A은 단조되었고 냉각된 시간 동안 본 개시물에 따른 계산된 임계 냉각 시간을 초과하고 입자 경계에서 시그마 상 침전물을 나타내는 본 개시물의 실시예 6의 합금의 반지름 중앙에서의 미세구조를 보여주는 마이크로그래프이다;
도 16B은 단조되었고 본 개시물에 따른 계산된 임계 냉각 시간 이내의 시간 동안 냉각되었고 입자 경계에서 시그마 상 침전물을 나타내지 않는 본 개시물의 실시예 6의 합금의 반지름 중앙에서의 미세구조를 보여주는 마이크로그래프이다;
도 17A은 단조되었고 본 개시물에 따른 계산된 임계 냉각 시간 이내의 시간 동안 냉각되었고 이후 온간가공되고(warm worked) 입자 경계에서 시그마 상 침전물을 나타내지 않는 본 개시물의 실시예 7의 합금의 표면 구역의 미세구조를 보여주는 마이크로그래프이다; 및
도 17B은 단조되었고 본 개시물에 따른 계산된 임계 냉각 시간 이내의 시간 동안 냉각되었고 이후 온간가공되고 입자 경계에서 시그마 상 침전물을 나타내지 않는 본 개시물의 실시예 7의 합금의 중심 구역의 미세구조를 보여주는 마이크로그래프이다.
본 개시물에 따른 특정 비-제한적 구체예의 다음 상세한 기술을 참고하면, 상기한 상세사항 및 기타 사항을 독자는 이해할 것이다.
특정 비-제한적 구체예의 상세한 기술
본 명세서에서 기술된 구체예의 특정 기술내용은 명확성을 위해, 다른 원소, 특징, 및 양상을 제거하면서, 개시된 구체예의 명백한 이해와 관련된 원소, 특징, 및 양상만을 설명하기 위해 단순화되었다는 것이 이해되어야만 한다. 본 업계에서 통상의 지식을 가지는 사람은, 개시된 구체예의 본 기술을 고려하여, 다른 원소 및/또는 특징이 개시된 구체예의 특정 실행 또는 응용에서 바람직할 수 있다는 것을 인식할 것이다. 그러나, 그러한 다른 원소 및/또는 특징은 개시된 구체예의 본 기술을 고려하여 본 업계에서 통상의 지식을 가지는 사람에 의해 쉽게 확인되고 및 실행될 수 있고, 따라서 개시된 구체예의 완전한 이해를 위해 필요하지 않기 때문에, 그러한 원소 및/또는 특징의 기술은 본 명세서에서 제공되지 않는다. 이와 같이, 본 명세서에서 규정된 기술은 개시된 구체예의 단지 예시 및 설명이고 오로지 청구범위에 의해 정의되는 본 발명의 범위를 제한하는 의도가 아니fk는 것이 이해되어야만 한다.
또한, 본 명세서에서 언급된 어느 수치 범위는 거기에 포함된 모든 하위범위를 포함하는 의도이다. 예를 들면, ＂1 내지 10＂의 범위는 언급된 최소 값 1 및 언급된 최대 값 10 사이 (및 포함) 모든 하위범위를 포함하는, 즉, 최소 값 1 이상 및 최대 값 10 이하를 가진다는 의도이다. 본 명세서에서 언급된 어느 최대 수치 제한은 거기에 포함된 모든 더 낮은 수치 제한을 포함하는 의도이고 본 명세서에서 언급된 어느 최소 수치 제한은 거기에 포함된 모든 더 높은 수치 제한을 포함하는 의도이다. 따라서, 본 출원인은 명시적으로 본 명세서에서 언급된 범위 이내에 포함된 어느 하위범위를 명시적으로 언급하기 위해, 청구범위를 포함하여 본 개시물을 보정할 권리를 보유한다. 모든 그러한 범위는 어느 그러한 하위범위를 명시적으로 언급하는 보정이 35 U.S.C. §112, 제 1 문단, 및 35 U.S.C. §132(a)의 요건을 따르도록 명세서에서 본질적으로 개시되어 있다고 의도된다.
본 명세서에서 사용된 바와 같이, 문법적 관사 ＂하나(one)＂, ＂하나(a)＂, ＂하나(an)＂, 및 ＂그(the)＂는 다르게 표시되어 있지 않는다면 ＂적어도 하나＂ 또는 ＂하나 이상의＂을 포함한다고 의도된다. 따라서, 관사는 관사의 하나 이상의 (즉, 적어도 하나) 문법적 목적어를 지칭하기 위해 본 명세서에서 사용된다. 예를 들어, ＂하나의(a) 부품＂은 하나 이상의 부품을 의미하고, 따라서, 가능하게는, 하나 초과의 부품이 생각되고 기술된 구체예의 실행에서 사용 또는 이용될 수 있다.
모든 퍼센트 및 비율은 다르게 표시되어 있지 않는다면 상기 합금 조성물의 총 중량에 기초하여 계산된다.
본 명세서에서 참고로서 전체 또는 부분이 포함된다고 언급된 어느 특허, 공보 또는 기타 개시물은 포함된 자료가 본 개시물에 규정된 기존의 정의, 진술 또는 기타 개시물과 충돌하지 않는 정도로만 본 명세서에 포함된다. 이와 같이, 필요한 정도까지, 본 개시물에 규정된 바와 같은 개시물은 참고로서 본 명세서에 포함된 어느 충돌 자료를 대체한다. 본 명세서에서 참고로서 포함된다고 언급되었지만 본 명세서에 규정된 기존의 정의, 진술 또는 기타 개시물과 충돌하는 어느 자료, 또는 그의 부분은 그 포함된 자료와 기존의 개시물 자료 사이에 충돌이 일어나지 않는 정도로만 포함된다.
본 개시물은 다양한 구체예의 기술내용을 포함한다. 본 명세서에서 기술된 모든 구체예는 예시적, 설명적, 및 비-제한적임이 이해되어야만 한다. 따라서, 본 발명은 다양한 예시적, 설명적, 및 비-제한적 구체예의 기술에 의해 제한되지 않는다. 오히려, 본 발명은 오로지 청구범위에 의해서만 정의되고, 청구범위는 본 개시물에 기술된 어느 특징을 명시적으로 또는 본질적으로 언급하거나 또는 본 개시물에 의해 뒷받침되는 어느 특징을 명시적으로 또는 본질적으로 언급하기 위해 보정될 수 있다.
본 명세서에서 사용된 바와 같이, 용어 ＂형성＂, ＂단조＂, 및 ＂방사 단조＂는 열기계적 가공 (＂TMP＂)의 형태를 지칭하고, 이는 또한 본 명세서에서 ＂열기계적 가공＂을 지칭할 수 있다. 열기계적 가공은 일반적으로 제어된 열적 및 변형 처리를 조합하여 강성 손실 없이 상승 효과, 가령 강도 개선을 얻는 다양한 금속 형성 공정을 포함한다고 본 명세서에서 정의된다. 열기계적 가공의 이 정의는 예를 들면, ASM Materials Engineering Dictionary, J.R. Davis, ed., ASM International (1992), p. 480에 기술된 의미와 일치한다.
화학 가공, 광업, 및/또는 오일 및 가스 용도에서 사용된 종래의 합금은 최적 수준의 부식 저항성 및/또는 최적 수준의 하나 이상의 기계적 특성이 결여될 수 있다. 본 명세서에서 논의된 바와 같이 가공된 상기 합금의 다양한 구체예는, 개선된 부식 저항성 및/또는 기계적 특성을 포함하지만, 이에 제한되지 않는, 종래의 합금에 비해 특정 장점을 가질 수 있다. 본 명세서에서 기술된 바와 같이 가공된 합금의 특정 구체예는 예를 들면 부식 저항성에서의 어떠한 감소도 없이 하나 이상의 개선된 기계적 특성을 나타낼 수 있다. 특정 구체예는 특정 종래의 합금에 비해 개선된 충격 특성, 용접성, 부식 피로에 대한 저항성, 마손부식 저항성, 및/또는 수소 취화 저항성을 나타낼 수 있다.
다양한 구체예에서, 본 명세서에서 기술된 바와 같이 가공된 합금은 어려운 용도에서의 사용에 적합한 향상된 부식 저항성 및/또는 유리한 기계적 특성을 나타낼 수 있다. 어느 특정 이론에 얽매이는 것을 원하지 않으면서, 본 명세서에서 기술된 바와 같이 가공된 특정 상기 합금은 높은 부식 저항성을 또한 유지하면서, 예를 들면, 변형으로부터의 가공 경화에 대한 개선된 반응으로 인한 더 높은 인장 강도를 나타낼 수 있다고 생각된다. 가공 경화 또는 냉각 가공은 일반적으로 열 처리에 잘 반응하지 않는 경화 재료에 사용될 수 있다. 본 업계에서의 숙련가는, 그러나, 냉각 가공된 구조의 정확한 특성은 재료, 인가된 변형, 변형 속도, 및/또는 변형 온도에 의존할 수 있다고 이해하다. 어느 특정 이론에 얽매이는 것을 원하지 않으면서, 본 명세서에서 기술된 조성을 가지는 합금의 가공 경화는 특정 종래의 합금보다 개선된 부식 저항성 및/또는 기계적 특성을 나타내는 합금을 더욱 효과적으로 생성할 수 있다고 생각된다.
특정 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 크롬, 코발트, 구리, 철, 망간, 몰리브덴, 니켈, 탄소, 질소, 텅스텐, 및 부수적 불순물을 포함한다, 본질적으로 구성된다 또는 구성된다. 특정 비-제한적 구체예에서, 상기 오스테나이트 합금은 미량 원소로서 또는 부수적 불순물로서 알루미늄, 실리콘, 티타늄, 붕소, 인, 황, 니오븀, 탄탈륨, 루테늄, 바나듐, 및 지르코늄 중 하나 이상을 포함할 수 있지만 반드시 그런 것은 아니다.
또한, 다양한 비-제한적 구체예에 따르면, 본 개시물의 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 총 합금 중량에 기초하여 중량 퍼센트로, 최대 0.2 탄소, 최대 20 망간, 0.1 내지 1.0 실리콘, 14.0 내지 28.0 크롬, 15.0 내지 38.0 니켈, 2.0 내지 9.0 몰리브덴, 0.1 내지 3.0 구리, 0.08 내지 0.9 질소, 0.1 내지 5.0 텅스텐, 0.5 내지 5.0 코발트, 최대 1.0 티타늄, 최대 0.05 붕소, 최대 0.05 인, 최대 0.05 황, 철, 및 부수적 불순물을 포함한다, 본질적으로 구성된다 또는 구성된다.
또한, 다양한 비-제한적 구체예에 따르면, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 총 합금 중량에 기초하여 중량 퍼센트로, 최대 0.05 탄소, 1.0 내지 9.0 망간, 0.1 내지 1.0 실리콘, 18.0 내지 26.0 크롬, 19.0 내지 37.0 니켈, 3.0 내지 7.0 몰리브덴, 0.4 내지 2.5 구리, 0.1 내지 0.55 질소, 0.2 내지 3.0 텅스텐, 0.8 내지 3.5 코발트, 최대 0.6 티타늄, 0.3 이하의 니오븀 및 탄탈륨의 조합된 중량 퍼센트, 최대 0.2 바나듐, 최대 0.1 알루미늄, 최대 0.05 붕소, 최대 0.05 인, 최대 0.05 황, 철, 및 부수적 불순물을 포함한다, 본질적으로 구성된다 또는 구성된다.
또한, 다양한 비-제한적 구체예에 따르면, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 총 합금 중량에 기초하여 중량 퍼센트로, 최대 0.05 탄소, 2.0 내지 8.0 망간, 0.1 내지 0.5 실리콘, 19.0 내지 25.0 크롬, 20.0 내지 35.0 니켈, 3.0 내지 6.5 몰리브덴, 0.5 내지 2.0 구리, 0.2 내지 0.5 질소, 0.3 내지 2.5 텅스텐, 1.0 내지 3.5 코발트, 최대 0.6 티타늄, 0.3 이하의 니오븀 및 탄탈륨의 조합된 중량 퍼센트, 최대 0.2 바나듐, 최대 0.1 알루미늄, 최대 0.05 붕소, 최대 0.05 인, 최대 0.05 황, 철, 및 부수적 불순물을 포함한다, 본질적으로 구성된다 또는 구성될 수 있다.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 다음 중량 퍼센트 범위 중 어느 하나로 탄소를 포함한다: 최대 2.0; 최대 0.8; 최대 0.2; 최대 0.08; 최대 0.05; 최대 0.03; 0.005 내지 2.0; 0.01 내지 2.0; 0.01 내지 1.0; 0.01 내지 0.8; 0.01 내지 0.08; 0.01 내지 0.05; 및 0.005 내지 0.01.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 합금의 조성물은 다음 중량 퍼센트 범위 중 어느 하나로 망간을 포함할 수 있다: 최대 20.0; 최대 10.0; 1.0 내지 20.0; 1.0 내지 10; 1.0 내지 9.0; 2.0 내지 8.0; 2.0 내지 7.0; 2.0 내지 6.0; 3.5 내지 6.5; 및 4.0 내지 6.0.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 다음 중량 퍼센트 범위 중 어느 하나로 실리콘을 포함한다: 최대 1.0; 0.1 내지 1.0; 0.5 내지 1.0; 및 0.1 내지 0.5.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 다음 중량 퍼센트 범위 중 어느 하나로 크롬을 포함한다: 14.0 내지 28.0; 16.0 내지 25.0; 18.0 내지 26; 19.0 내지 25.0; 20.0 내지 24.0; 20.0 내지 22.0; 21.0 내지 23.0; 및 17.0 내지 21.0.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 다음 중량 퍼센트 범위 중 어느 하나로 니켈을 포함한다: 15.0 내지 38.0; 19.0 내지 37.0; 20.0 내지 35.0; 및 21.0 내지 32.0.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 다음 중량 퍼센트 범위 중 어느 하나로 몰리브덴을 포함한다: 2.0 내지 9.0; 3.0 내지 7.0; 3.0 내지 6.5; 5.5 내지 6.5; 및 6.0 내지 6.5.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 다음 중량 퍼센트 범위 중 어느 하나로 구리를 포함한다: 0.1 내지 3.0; 0.4 내지 2.5; 0.5 내지 2.0; 및 1.0 내지 1.5.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 다음 중량 퍼센트 범위 중 어느 하나로 질소를 포함한다: 0.08 내지 0.9; 0.08 내지 0.3; 0.1 내지 0.55; 0.2 내지 0.5; 및 0.2 내지 0.3. 특정 구체예에서, 상기 오스테나이트 합금 내 질소는 상기 합금 내 제한된 용해도를 해결하기 위해 0.35 중량 퍼센트 또는 0.3 중량 퍼센트로 제한될 수 있다.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 다음 중량 퍼센트 범위 중 어느 하나로 텅스텐을 포함한다: 0.1 내지 5.0; 0.1 내지 1.0; 0.2 내지 3.0; 0.2 내지 0.8; 및 0.3 내지 2.5.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 다음 중량 퍼센트 범위 중 어느 하나로 코발트를 포함한다: 최대 5.0; 0.5 내지 5.0; 0.5 내지 1.0; 0.8 내지 3.5; 1.0 내지 4.0; 1.0 내지 3.5; 및 1.0 내지 3.0. 특정 구체예에서, 코발트는 상기 합금의 기계적 특성을 예상외로 개선시켰다. 예를 들면,상기 합금의 특정 구체예에서, 코발트 부가는 강성에서 최대 20% 증가, 연신에서 최대 20% 증가, 및/또는 개선된 부식 저항성을 제공할 수 있다. 어느 특정 이론에 얽매이는 것을 원하지 않으면서, 코발트를 철로 대체하는 것은 고온 가공후 입자 경계에서 더 높은 수준의 시그마 상을 나타낸 비-코발트 보유 변이체에 비해 고온 가공 후 상기 합금에서의 유해한 시그마 상 침전에 대한 저항성을 증가시킬 수 있다고 생각된다.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 2:1 내지 5:1, 또는 2:1 내지 4:1의 코발트/텅스텐 중량 퍼센트 비를 포함한다. 특정 구체예에서, 예를 들면, 코발트/텅스텐 중량 퍼센트 비는 약 4:1일 수 있다. 코발트 및 텅스텐의 사용은 상기 합금에 개선된 고체 용액 강화를 부여할 수 있다.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 다음 중량 퍼센트 범위 중 어느 하나로 티타늄을 포함한다 : 최대 1.0; 최대 0.6; 최대 0.1; 최대 0.01; 0.005 내지 1.0; 및 0.1 내지 0.6.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 다음 중량 퍼센트 범위 중 어느 하나로 지르코늄을 포함한다: 최대 1.0; 최대 0.6; 최대 0.1; 최대 0.01; 0.005 내지 1.0; 및 0.1 내지 0.6.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 다음 중량 퍼센트 범위 중 어느 하나로 니오븀 및/또는 탄탈륨을 포함한다: 최대 1.0; 최대 0.5; 최대 0.3; 0.01 내지 1.0; 0.01 내지 0.5; 0.01 내지 0.1; 및 0.1 내지 0.5.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 다음 범위 중 어느 하나로 니오븀 및 탄탈륨의 조합된 중량 퍼센트를 포함한다: 최대 1.0; 최대 0.5; 최대 0.3; 0.01 내지 1.0; 0.01 내지 0.5; 0.01 내지 0.1; 및 0.1 내지 0.5.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 다음 중량 퍼센트 범위 중 어느 하나로 바나듐을 포함한다: 최대 1.0; 최대 0.5; 최대 0.2; 0.01 내지 1.0; 0.01 내지 0.5; 0.05 내지 0.2; 및 0.1 내지 0.5.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 다음 중량 퍼센트 범위 중 어느 하나로 알루미늄을 포함한다: 최대 1.0; 최대 0.5; 최대 0.1; 최대 0.01; 0.01 내지 1.0; 0.1 내지 0.5; 및 0.05 내지 0.1.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 다음 중량 퍼센트 범위 중 어느 하나로 붕소를 포함한다: 최대 0.05; 최대 0.01; 최대 0.008; 최대 0.001; 최대 0.0005.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 다음 중량 퍼센트 범위 중 어느 하나로 인을 포함한다: 최대 0.05; 최대 0.025; 최대 0.01; 및 최대 0.005.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 다음 중량 퍼센트 범위 중 어느 하나로 황을 포함한다: 최대 0.05; 최대 0.025; 최대 0.01; 및 최대 0.005.
다양한 비-제한적 구체예에서,의 잔부는 오스테나이트 본 개시물에 따른 합금의 조성물은 철 및 부수적 불순물을 포함한다, 본질적으로 구성된다, 또는 구성된다. 다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 다음 중량 퍼센트 범위 중 어느 하나로 철을 포함한다: 최대 60; 최대 50; 20 내지 60; 20 내지 50; 20 내지 45; 35 내지 45; 30 내지 50; 40 내지 60; 40 내지 50; 40 내지 45; 및 50 내지 60.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 하나 이상의 미량 원소를 포함한다. 본 명세서에서 사용된 바와 같이, ＂미량 원소＂는 원 재료의 조성 및/또는 사용된 용융 방법의 결과로서 상기 합금 내에 존재할 수 있고, 일반적으로 본 명세서에서 기술된 상기 합금의 특성, 중요한 특성에 상당히 부정적으로 영향을 미치지 않는 농도로 존재하는 원소를 지칭한다. 미량 원소는, 예를 들면, 본 명세서에서 기술된 어느 농도로 티타늄, 지르코늄, 니오븀, 탄탈륨, 바나듐, 알루미늄, 및 붕소 중 하나 이상을 포함할 수 있다. 특정 비-제한적 구체예에서, 미량 원소는 본 개시물에 따른 합금 내에 존재하지 않을 수 있다. 본 업계에서 공지된 바와 같이, 합금 제조에 있어서, 미량 원소는 대표적으로 특정 가공 기술의 특정 출발 재료 및/또는 사용의 선택에 의해 크게 또는 전부 제거할 수 있다. 다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 오스테나이트 합금의 조성물은 다음 중량 퍼센트 범위 중 어느 하나로 미량 원소의 총 농도를 포함할 수 있다: 최대 5.0; 최대 1.0; 최대 0.5; 최대 0.1; 0.1 내지 5.0; 0.1 내지 1.0; 및 0.1 내지 0.5.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 다음 중량 퍼센트 범위 중 어느 하나로 부수적 불순물의 총 농도를 포함한다: 최대 5.0; 최대 1.0; 최대 0.5; 최대 0.1; 0.1 내지 5.0; 0.1 내지 1.0; 및 0.1 내지 0.5. 일반적으로 본 명세서에서 사용된 바와 같은, 용어 ＂부수적 불순물＂은 작은 농도로 상기 합금 내에 존재하는 원소를 지칭한다. 그러한 원소는 비스무스, 칼슘, 세륨, 란타늄, 납, 산소, 인, 루테늄, 은, 셀레늄, 황, 텔루륨, 주석, 및 지르코늄 중 하나 이상을 포함할 수 있다. 다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따라 가공된 오스테나이트 합금의 조성물 내 개별 부수적 불순물은 다음 최대 중량 퍼센트를 초과하지 않는다: 0.0005 비스무스; 0.1 칼슘; 0.1 세륨; 0.1 란타늄; 0.001 납; 0.01 주석, 0.01 산소; 0.5 루테늄; 0.0005 은; 0.0005 셀레늄; 및 0.0005 텔루륨. 다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물, 상기 합금 내에 존재하는 세륨, 란타늄, 및 칼슘의 조합된 중량 퍼센트 (만약 어느 것이라도 존재한다면)는 최대 0.1일 수 있다. 다양한 비-제한적 구체예에서, 오스테나이트 합금의 조성물 내에 존재하는 세륨 및/또는 란타늄의 조합된 중량 퍼센트는 최대 0.1일 수 있다. 본 명세서에서 기술된 바와 같이 가공된 오스테나이트 합금의 조성물 내에 부수적 불순물로서 존재할 수 있는 다른 원소는 본 업계에서 통상의 지식을 가지는 자에게 명백할 것이다. 다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금의 조성물은 다음 중량 퍼센트 범위 중 어느 하나로 미량 원소 및 부수적 불순물의 총 농도를 포함한다: 최대 10.0; 최대 5.0; 최대 1.0; 최대 0.5; 최대 0.1; 0.1 내지 10.0; 0.1 내지 5.0; 0.1 내지 1.0; 및 0.1 내지 0.5.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물의 방법에 따라 가공된 오스테나이트 합금은 비-자기적일 수 있다. 이 특성은 비-자기적이 중요한 용도에서 상기 합금의 사용을 용이하게 할 수 있다. 그러한 용도는, 예를 들면, 특정 오일 및 가스 시추동 부품 용도를 포함한다. 본 명세서에서 기술된 바와 같이 가공된 상기 오스테나이트 합금의 특정 비-제한적 구체예는 특정 범위 이내의 자기적 투과도 값 (mr)에 의해 특징지워질 수 있다. 다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따라 가공된 합금의 자기적 투과도 값은 1.01 미만, 1.005 미만, 및/또는 1.001 미만일 수 있다. 다양한 구체예에서, 상기 합금은 실질적으로 페라이트가 없을 수 있다.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금은 특정 범위 이내의 피팅 저항성 동등성 수 (PREN)에 의해 특징지워질 수 있다. 이해되는 바와 같이, PREN은 클로라이드-함유 환경 내 피팅 부식에 대한 합금의 예상된 저항성에 대한 상대적 값이다. 일반적으로, 더 높은 PREN을 가지는 합금은 더 낮은 PREN을 가지는 합금보다 더 좋은 부식 저항성을 가진다고 예상된다. 한 특정 PREN 계산은 다음 식을 사용하여 PREN16 값을 제공하고, 여기서 퍼센트는 총 합금 중량에 기초하여 중량 퍼센트이다:
PREN16 = %Cr + 3.3(%Mo) + 16(%N) + 1.65(%W)
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법을 사용하여 가공된 합금은 다음 범위 중 어느 하나로 PREN16 값을 가질 수 있다: 최대 60; 최대 58; 30 초과; 40 초과; 45 초과; 48 초과; 30 내지 60; 30 내지 58; 30 내지 50; 40 내지 60; 40 내지 58; 40 내지 50; 및 48 내지 51. 어느 특정 이론에 얽매이는 것을 원하지 않으면서, 더 높은 PREN16 값은 상기 합금이 환경 가령, 예를 들면, 고도로 부식성 환경에서, 예를 들면, 화학 가공 장비 및 시추동이 오일 및 가스 시추 응용에서 사용되는 다운-홀 환경에서 존재할 수 있는 충분한 부식 저항성을 나타낼 더 높은 가능성을 나타낼 수 있다고 생각된다. 공격적으로 부식성인 환경은 합금을, 극한 온도와 함께 예를 들면, 알칼리 화합물, 산성화된 클로라이드 용액, 산성화된 설파이드 용액, 퍼옥사이드, 및/또는 CO2에 둘 수 있다.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금은 특정 범위 이내 침전 값 (CP)을 피하기 위해 감도 계수에 의해 특징지워질 수 있다. CP 값의 개념은, 예를 들면, 미국 특허 번호 5,494,636, 발명의 명칭 ＂높은 특성을 가지는 오스테나이트 스테인레스 스틸＂에 기술되어 있다. 일반적으로, CP 값은 합금에서 금속간 상의 침전의 반응속도론의 상대 지수이다. CP 값은 다음 식을 사용하여 계산될 수 있고, 여기서 퍼센트는 총 합금 중량에 기초한 중량 퍼센트이다:
CP = 20(%Cr) + 0.3(%Ni) + 30(%Mo) + 5(%W) + 10(%Mn) + 50(%C) - 200(%N)
어느 특정 이론에 얽매이는 것을 원하지 않으면서, 710 미만 CP 값을 가지는 합금은 용접 동안 금속간 상으로부터의 HAZ (열 영향받는 존) 민감화를 최소화하는 것을 돕는 유리한 오스테나이트 안정화를 나타낸다고 생각된다. 다양한 비-제한적 구체예에서, 본 명세서에서 기술된 바와 같이 가공된 합금은 다음 범위 중 어느 하나로 CP을 가질 수 있다: 최대 800; 최대 750; 750 미만; 최대 710; 710 미만; 최대 680; 및 660-750.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 오스테나이트 합금은 특정 범위 이내 임계 피팅 온도 (CPT) 및/또는 임계 간극 부식 온도 (CCCT)에 의해 특징지워질 수 있다. 특정 용도에서, CPT 및 CCCT 값은 상기 합금의 PREN 값보다 더욱 정확하게 합금의 부식 저항성을 나타낼 수 있다. CPT 및 CCCT은 ASTM G48-11, 제목 ＂페릭 클로라이드 용액의 사용에 의한 스테인레스 스틸 및 관련 합금의 피팅 및 간극 부식 저항성에 대한 표준 시험 방법＂에 따라 측정될 수 있다. 다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따라 가공된 합금의 CPT은 적어도 45℃, 또는 더욱 바람직하게는 적어도 50℃일 수 있고, CCCT은 적어도 25℃, 더욱 바람직하게는 적어도 30℃일 수 있다.
다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 오스테나이트 합금은 특정 범위 이내 클로라이드 스트레스 부식 균열 저항성 (SCC) 값에 의해 특징지워질 수 있다. SCC 값의 개념은 예를 들면, A. J. Sedricks, Corrosion of Stainless Steels (J. Wiley and Sons 1979)에 기술되어 있다. 다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따른 합금의 SCC 값은 다음 중 하나 이상에 따라 특정 용도에 대해 결정될 수 있다: ASTM G30-97 (2009), 제목 ＂U-굽힘 스트레스-부식 시험 시험편을 제조 및 사용하기 위한 표준 실무＂; ASTM G36-94 (2006), 제목 ＂끓는 마그네슘 클로라이드 용액 내 금속 및 합금의 스트레스-부식-균열 저항성을 평가하기 위한 표준 실무＂; ASTM G39-99 (2011), ＂굽힘-빔 스트레스-부식 시험 시험편의 제조 및 사용을 위한 표준 실무＂; ASTM G49-85 (2011), ＂직접 장력 스트레스-부식 시험 시험편의 제조 및 사용을 위한 표준 실무＂; 및 ASTM G123-00 (2011), ＂끓는 산성화된 소듐 클로라이드 용액 내 상이한 니켈 함량을 가지는 스테인레스 합금의 스트레스-부식 균열을 평가하기 위한 표준 시험 방법.＂ 다양한 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따라 가공된 합금의 SCC 값은 상기 합금이 ASTM G123-00 (2011) 하에서의 평가에 따라 허용불가한 스트레스 부식 균열을 경험하는 것 없이 1000 시간 동안 끓는 산성화된 소듐 클로라이드 용액을 적절히 견딜 수 있음을 나타내기에 충분히 높다.
위에서 기술된 합금 조성의 단조된 가공품의 미세구조는 유해한 금속간 침전물을 함유할 수 있음이 발견되었다. 금속간 침전물은 시그마 상 침전물, 즉, (Fe,Ni)3(Cr,Mo)2 화합물일 가능성이 크다고 생각된다. 금속간 침전물은 상기 합금의 부식 저항성을 손상시키고 오일 및 가스 시추 및 다른 어려운 환경 내 사용에 대한 그의 적합성에 부정적으로 영향을 미칠 수 있다. 도 1는 방사 단조된 가공품의 반지름 중앙에서 미세구조 10 내 유해한 금속간 침전물 12의 예시를 나타낸다. 도 1에 나타낸 상기 합금의 화학 조성은 본 명세서에서 나열된 합금 조성에 속하고, 총 합금 중량에 기초하여 중량 퍼센트로 다음으로 구성된다: 26.0397 철; 33.94 니켈; 22.88 크롬; 6.35 몰리브덴; 4.5 망간; 3.35 코발트; 1.06 텅스텐; 1.15 구리; 0.01 니오븀; 0.26 실리콘; 0.04 바나듐; 0.019 탄소; 0.0386 질소; 0.015 인; 0.0004 황; 및 부수적 불순물.
금속간 침전물이 합금 표면에 제한되면, 표면 마모는 제품 수율 감소 및 제품 비용 증가와 함께 금속간 침전물을 함유하는 유해한 층을 제거하기 위해 사용될 수 있다. 어떤 합금 조성에서, 그러나, 유해한 금속간 침전물은 방사 단조된 가공품의 단면 내로 또는 전체를 통해 상당히 연장할 수 있고, 이 경우 상기 가공품은 상기 합금을, 예를 들면, 고도로 부식성 조건에 두는 용도에 대한 방사 단조된-상태의 조건에서 전부 부적합할 수 있다. 미세구조로부터 유해한 금속간 침전물을 제거하기 위한 한 옵션은 냉각 온도 방사 단조 작업 이전에 방사 단조된 가공품을 용액 처리하는 것이다. 이는, 그러나, 부가적 가공 단계를 부가하고 비용 및 순환 시간을 증가시킨다. 부가적으로, 어닐링 온도로부터 상기 가공품을 냉각하는데 걸리는 시간은 상기 가공품의 직경에 의존하고, 유해한 금속간 침전물의 형성을 방지하기에 충분히 신속하여야 한다.
어느 특정 이론에 얽매이는 이론 없이, 금속간 침전물이 원칙적으로 형성되는데 이는 침전 반응속도론이 상기 가공품을 단조하는데 걸리는 시간 동안 침전이 발생하는 것을 허용하도록 충분히 신속하기 때문이다고 생각된다. 도 2는 등온 변환 곡선 20이고, 또한 ＂TTT 도＂ 또는 ＂TTT 곡선＂이라고 공지되어 있고, 이는 도 1에 대해 위에서 기술된 조성을 가지는 상기 합금 내 0.1 중량 퍼센트 σ-상 (시그마 상) 금속간 침전에 대한 반응속도론을 예측한다. 도 2로부터 금속간 침전은 등온 변환 곡선 20을 포함하는 ＂C＂ 곡선의 정점 22 또는 ＂코＂에서 가장 신속하게, 즉, 가장 짧은 시간 내에 발생한다는 것을 알 수 있다.
도 3은 계산된 가공품-중심 온도 32, 계산된 반지름 중앙 온도 34, 계산된 표면 온도 36, 및 표 1에 나열된 화학 조성을 가지는 오스테나이트 합금의 실험적 가공품의 방사 단조로부터의 실제 온도의 조합 30을 보여주는 그래프이다. 이들 조성은 본 상세한 기술에서 위에서 기술된 합금 조성의 범위 이내에 속한다. 상기 가공품은 대략 10 인치의 직경을 가졌고, 실제 온도는 광학 고온계를 사용하여 측정되었다. TTT 곡선의 코의 온도는 라인 38로서 나타내어진다. 표 1은 또한 나열된 합금 조성에 대한 PREN16 값을 나타낸다.
Figure 112015024026037-pct00001
방사 단조 동안 상기 가공품의 실제 표면 온도는 금속간 침전의 반응속도론이 가장 신속한 온도에 가깝고, 이에 의해 유해한 금속간 화합물의 침전을 강하게 촉진한다는 것이 도 3으로부터 관찰될 수 있다.
Sente Software Ltd., Surrey, United Kingdom로부터 구입가능한 열동력학 모델링 소프트웨어 JMatPro을 사용하여, 본 명세서에서 기술된 특정 합금 내 특정 원소의 함량과 (1) 등온 변환 곡선의 정점까지의 시간 및 (2) 등온 변환 곡선의 정점 영역 내 온도 사이의 관계가 결정되었다. 다양한 원소의 수준의 조정은 상기 합금 내 등온 변환 곡선의 정점까지의 시간을 변경시킬 수 있고 및 이에 의해 유해한 금속간 침전물 형성 없이 열기계적 가공이 행해지는 것을 허용한다고 결정되었다. 적용될 수 있는 열기계적 가공의 예시는 방사 단조 및 프레스 단조를 포함하지만 이에 제한되지 않는다.
따라서, 본 개시물의 비-제한적 양상은 높은 강도 비-자기적 오스테나이트 스틸의 화학 조성과 상기 합금이 상기 합금 내 유해한 금속간 침전물의 형성을 피하도록 특정 온도 범위 사이에서 냉각함에 따라 상기 합금을 가공하기 위해 최대 허용가능한 시간 사이에서 발견된 양적 관계에 관한 것이다. 도 4은 계산 시그마 솔버스 온도 42, 냉각 온도 44, 및 임계 냉각 시간 50을 보여주는 TTT 곡선 48이고, 또한 유해한 금속간의 침전을 피하기 위해 상기 합금이 특정 온도 범위 이내에서 냉각함에 따라 상기 합금을 가공하기 위해 허용가능한 최대 시간 또는 임계 냉각 시간 50을 정의하는 본 개시물에 따른 관계 40을 예시한다.
도 4에 예시된 관계 40은 세 개의 등식을 사용하여 기술될 수 있다. 등식 1은 라인 42에 의해 도 4에 나타낸 계산 시그마 솔버스 온도를 정의한다.
등식 1
계산 시그마 솔버스 온도 (℉) = 1155.8 - [(760.4)·(%니켈 / %철)] + [(1409)·(%크롬 / %철)] + [(2391.6)·(%몰리브덴 / %철)] - [(288.9)·(%망간 / %철) - [(634.8)·(%코발트 / %철)] + [(107.8)·(%텅스텐 / %철)].
본 개시물에 따른 오스테나이트 강철이 등식 1에 따른 계산 시그마 솔버스 온도 이상일 때, 유해한 금속간 침전물이 상기 합금 내에 형성되지 않았다.
비-제한적 구체예에서 상기 가공품은 열기계적 가공 온도 범위 내 온도에서 열기계적으로 가공된다. 온도 범위는 상기 오스테나이트 합금의 계산 시그마 솔버스 온도 42 단지 아래의 온도부터 상기 오스테나이트 합금의 냉각 온도 44까지이다. 등식 2는 상기 오스테나이트 스틸 합금의 화학 조성의 함수로서 화씨로 냉각 온도 44를 계산하기 위해 사용된다. 도 4을 참조하여, 등식 2에 따라 계산된 냉각 온도 44는 상기 합금의 등온 변환 곡선 48의 정점 46의 온도를 예측하도록 의도된다.
등식 2
냉각 온도 (℉) = 1290.7 - [(604.2)·(%니켈 / %철)] + [(829.6)·(%크롬 / %철)] + [(1899.6)·(%몰리브덴 / %철)] - [(635.5)·(%코발트 / %철)] + [(1251.3)·(%텅스텐 / %철)].
등식 3은 특정 합금에 대한 등온 변환 곡선 48의 정점 46이 발생하는 log10 분인 시간을 예측하는 등식이다.
등식 3
임계 냉각 시간 (log10 분으로) = 2.948 + [(3.631)·(%니켈 / %철)] - [(4.846)·(%크롬 / %철)] - [(11.157)·(%몰리브덴 / %철)] + [(3.457)·(%코발트 / %철)] - [(6.74)·(%텅스텐 / %철)].
도 4을 참조하여, 등온 변환 곡선 48의 정점 46이 발생하는 시간은 화살표 50에 의해 나타내어진다. 등식 3에 의해 계산되고 도 4에서 화살표 50에 의해 나타내어진 시간은 ＂임계 냉각 시간＂으로서 본 명세서에서 언급된다. 계산 시그마 솔버스 온도 42 단지 아래 내지 냉각 온도 44에 걸친 온도 범위에서 상기 합금이 냉각하는 동안의 시간이 임계 냉각 시간 50보다 더 길면, 유해한 금속간 침전물이 형성될 수 있다. 금속간 침전물은 상기 합금 또는 제품이 의도된 사용에 부적합하도록 만들수 있는데 금속간 침전물 및 베이스 합금 사이에서 형성된 갈바니 부식 전지 때문이다. 더욱 일반적으로, 유해한 금속간 침전물의 형성을 방지하기 위해, 상기 계산 시그마 솔버스 온도보다 단지 미만인 온도 42에서 냉각 온도 44까지의 온도에 걸친 온도 범위에서 합금을 열기계적으로 가공하는 시간은 임계 냉각 시간 50 이하이어야만 한다.
비-제한적 구체예에서, 상기 가공품은 임계 냉각 시간 50 이하의 시간 이내에서 계산 시그마 솔버스 온도 42의 단지 아래의 온도로부터 냉각 온도 44까지 냉각하도록 허용된다. 상기 가공품의 열기계적 가공 동안 상기 가공품이 냉각하도록 허용될 수 있음이 이해될 것이다. 예를 들면, 및 비제한적으로, 가공품은 열기계적 가공 온도 범위 내 온도까지 가열되고 연이어 단조 공정을 사용하여 열기계적으로 가공될 수 있다. 상기 가공품이 열기계적으로 가공됨에 따라, 상기 가공품은 어느 정도 냉각할 수 있다. 비-제한적 구체예에서, 상기 가공품이 냉각되도록 허용하는 것은 열기계적 가공 동안 발생할 수 있는 자연 냉각을 포함한다. 본 개시물의 양상에 따르면, 계산 시그마 솔버스 온도 42의 단지 아래의 온도에서 냉각 온도 44까지에 걸친 냉각 온도 범위 내에서 상기 가공품이 사용하는 시간은 임계 냉각 시간 50 이하인 것이 단지 필요하다.
특정 비-제한적 구체예에 따르면, 본 개시물에 따른 오스테나이트 합금 가공품의 단조, 방사 단조, 또는 다른 열기계적 가공을 위해 실제적인 임계 냉각 시간은 10 분 내지 30 분의 범위 내이다. 특정 다른 비-제한적 구체예는 10 분 초과, 또는 30 분 초과의 임계 냉각 시간을 포함한다. 본 개시물의 방법에 따르면, 상기 합금의 화학 조성에 기초하여 등식 3에 따라 계산된 임계 냉각 시간은 계산 시그마 솔버스 온도보다 단지 미만인 온도에서 (위에서 등식 1에 의해) 냉각 온도 (위에서 등식 2에 의해 계산된)까지의 온도에 걸친 온도 범위 내에서 열기계적으로 가공 및/또는 냉각하기 위한 최대 허용가능한 시간임이 이해될 것이다.
등식 1에 의해 계산된, 계산 시그마 솔버스 온도 및 등식 2에 의해 계산된 냉각 온도는 냉각 시간 요구조건, 또는, 본 명세서에서 지칭된 바와 같은, 임계 냉각 시간이 중요한 온도 범위의 종결점을 정의한다. 등식 1에 따라 계산된, 계산 시그마 솔버스 온도 이상에서 상기 합금은 고온 가공되는 시간은 본 방법에서 중요하지 않는데 본 명세서에서 다루는 유해한 금속간 침전물을 형성하는 원소는 상기 합금이 계산 시그마 솔버스 온도 이상일 때 용액으로 잔류하기 때문이다. 대신, 본 명세서에서 냉각 온도 범위로서 언급된, 상기 가공품이 계산 시그마 솔버스 온도 (등식 1을 사용하여 계산된)보다 단지 미만인 온도에서 냉각 온도 (등식 2을 사용하여 계산된)까지에 걸친 온도의 범위 이내인 시간만이, 유해한 금속간 σ-상 침전을 방지하기 위해 중요하다. 유해한 σ-상 금속간 입자의 형성을 방지하기 위해, 상기 가공품이 계산된 냉각 온도 범위에 쓰는 실제 시간은 등식 3에서 계산된 바와 같은 임계 냉각 시간 이하이어야만 한다.
또한, 상기 가공품이 등식 2에 따라 계산된 냉각 온도 아래의 온도에 있는 시간은 본 방법에 중요하지 않은데 냉각 온도 아래에서, 유해한 금속간 침전물을 포함하는 원소의 확산 속도는 침전물의 상당한 형성을 저해하기 위해 충분히 낮기 때문이다. 등식 1에 따른 계산 시그마 솔버스 온도 미만 온도에서 상기 합금을 가공하고 이후 등식 2에 따른 상기 합금 냉각 온도까지 냉각하는데 드는 총 시간, 즉, 상기 합금이 (i) 계산 시그마 솔버스 온도보다 단지 미만인 온도 및 (ii) 냉각 온도에 의해 한정된 온도 범위 내인 시간은 등식 3에 따른 임계 냉각 시간 이하이어야만 한다.
표 2는 등식 1을 사용하여 계산된 계산 시그마 솔버스 온도, 등식 2로부터 계산된 냉각 온도, 및 표 1 내 조성을 가지는 세 개의 합금에 대해 등식 3로부터 계산된 임계 냉각 시간을 나타낸다.
Figure 112015024026037-pct00002
본 개시물의 비-제한적 양상에 따르면, 본 개시물의 방법에 따라 가공품을 열기계적으로 가공하는 것은 상기 가공품을 단조하는 것을 포함한다. 단조의 열기계적 공정에 대해, 본 개시물에 따른 열기계적 가공 온도 및 열기계적 가공 온도 범위는 각각 단조 온도 및 단조 온도 범위를 지칭할 수 있다.
본 개시물의 또다른 특정 양상에 따르면, 본 개시물의 방법에 따라 가공품을 열기계적으로 가공하는 것은 상기 가공품을 방사 단조하는 것을 포함할 수 있다. 방사 단조의 열기계적 공정에 대해, 본 개시물에 따른 열기계적 가공 온도 범위는 방사 단조 온도 범위를 지칭할 수 있다.
본 개시물에 따른 방법의 비-제한적 구체예에서, 상기 가공품을 열기계적으로 가공 또는 가공하는 단계는 상기 합금의 단조를 포함하거나 이로 구성된다. 단조는 단조의 다음 타입 중의 어느 하나를 포함할 수 있지만, 이에 제한되지 않는다 : 롤 단조, 스웨이징, 코깅, 오픈-다이 단조, 폐쇄-다이 단조, 등온 단조, 임프레션-다이 단조, 프레스 단조, 자동 고온 단조, 방사 단조, 및 업셋 단조. 특정 구체예에서, 형성은 방사 단조를 포함하거나 또는 이로 구성된다.
본 개시물의 비-제한적 양상에 따르면, 가공품은 본 개시물에 따른 열기계적 가공 및 냉각의 단계 후 어닐링될 수 있다. 어닐링은 상기 가공품을 등식 1에 따른 계산 시그마 솔버스 온도 이상인 온도까지 가열하는 것, 및 일정 기간 동안 상기 온도에서 상기 가공품을 유지하는 것을 포함한다. 어닐링된 가공품은 이후 냉각된다. 계산 시그마 솔버스 온도 (등식 1에 따라 계산된)의 단지 아래의 온도와 등식 2에 따라 계산된 냉각 온도에 걸친 온도 범위에서 상기 어닐링된 가공품을 냉각하는 것은 유해한 금속간 상의 침전을 방지하기 위해 등식 3에 따라 계산된 임계 냉각 시간 이내에서 완료되어야만 한다. 비-제한적 구체예에서 상기 합금은 1900℉ 내지 2300℉의 범위 내 온도에서 어닐링되고, 및 상기 합금은 10 분 내지 1500 분 동안 어닐링 온도에서 유지된다.
본 개시물에 따라 금속간 화합물의 침전을 저해하기 위해 오스테나이트 합금 가공품을 가공하는 방법은 본 개시물에 기술된 화학 조성을 가지는 어느 및 모든 상기 합금에 적용함이 이해될 것이다.
도 5은 본 개시물에 따른 방법의 비-제한적 구체예인 공정 60의 모식도이다. 공정 60은 오일 및 가스 산업에서 탐사 및 생산 시추 응용용으로 유용한 직경을 가지는 높은 강도 비-자기적 스틸 제품 형태를 제조하기 위해 사용될 수 있다. 재료는 아르곤 산소 탈탄 및 일렉트로슬래그 재용융 (AOD/ESR)의 조합을 사용하여 20-인치 직경 잉곳 (62)으로 용융된다. AOD 및 ESR는 통상의 지식을 가지는 자에게 공지된 기술이고, 따라서, 본 명세서에서 더 이상 기술하지 않는다. 20-인치 직경 잉곳은 14-인치 직경 (64)으로 방사 단조되고, 재가열되고, 대략 9-인치 직경 (66)으로 방사 단조된다. 9-인치 직경 잉곳은 이후 냉각하도록 허용된다 (도 5에 미도시됨 ). 공정 60에서 최종 단계는 직경을 대략 7.25-인치 직경 (68)으로 감소시키는 낮은 온도 방사 단조 작업이다. 7.25-인치 직경 막대는 연마, 시험, 및/또는 연이은 가공용 다중 컷 (70)일 수 있다.
도 5에 나타낸 도면에서, 상기 본 개시물의 방법에 관한 단계는 상기 가공품을 대략 14-인치 직경 (64)로부터 대략 9-인치 직경 (66)로 방사 단조하는 단계, 및 연이은 또는 동시에 방사 단조된 가공품이 냉각하는 단계 (도 5에 미도시됨)이다. 도 4을 참조하여, 방사 단조된 대략 9-인치 직경 가공품의 모든 구역 (즉, 전체 가공품 단면)은 계산된 임계 냉각 시간 50 이하의 시간 내에 계산 시그마 솔버스 온도 42의 단지 아래의 온도로부터 냉각 온도 44까지 냉각하여야 한다. 본 개시물에 따른 특정 비-제한적 구체예에서, 냉각 온도 44까지 냉각의 모든 또는 어떤 양은 상기 가공품이 동시에 열기계적으로 가공 또는 단조되면서 발생할 수 있고, 및 상기 가공품의 냉각은 열기계적 가공 또는 단조 단계와 분리된 단계로서 전체적으로 발생할 필요는 없음이 이해될 것이다.
직접 방사 단조 작업 동안, 가장 신속한 냉각이 상기 가공품의 표면에서 발생하고, 표면 구역은 결국 이전에 기술된 바와 같이 냉각 온도 44 이하에서 가공될 수 있다. 유해한 금속간 침전물의 침전을 방지하기 위해, 표면 구역의 냉각 시간은 등식 3을 사용하여 상기 합금 조성으로부터 계산된 임계 냉각 시간 50의 제약을 따라야 한다.
비-제한적 구체예에서, 단조된-그대로의 가공품으로부터 금속간 침전물을 제거하는 것을 목표로 부가적 공정 단계를 부가함에 의해 이용가능한 냉각 윈도우를 단축시키는 것이 가능하다. 부가적 공정 단계는 열 처리 적응되어 계산 시그마 솔버스 온도 42 초과 온도에서 단조된-그대로의 가공품 내 금속간 침전물을 용해시킬 수 있다. 그러나, 열 처리 후 냉각 가공품의 표면, 반지름 중앙, 및 중심에 대해 소요된 어느 시간은 등식　3에 따라 계산된 임계 냉각 시간 이내이어야만 한다. 부가적 열 처리 공정 단계 후 냉각 속도는 가장 느린 속도에서 상기 가공품 냉각의 중심과 함께, 상기 가공품의 직경에 부분적으로 의존한다. 상기 가공품의 직경이 클수록 상기 가공품 중심의 냉각 속도는 느려진다. 어느 경우에도, 계산 시그마 솔버스 온도의 단지 아래의 온도 및 계산된 냉각 온도 사이의 냉각은 등식 3의 임계 냉각 시간 이하이어야만 한다.
본 발명의 개발 동안의 예상외 관찰은 유해한 금속간의 침전을 억제하고 및 이에 의해 유해한 금속간 형성 없이 더 긴 임계 냉각 시간을 허용하였다는 점에서 질소는 이용가능한 가공 시간에 중요한 영향을 미친다는 것이다. 그러나, 질소는 본 개시물의 등식 1-3에 포함되지 않는데, 비-제한적 구체예에서, 질소가 원소의 용해도 한계에서 본 방법에 따라 가공된 상기 오스테나이트 합금에 부가되고, 이는 본 명세서에서 기술된 상기 오스테나이트 합금에 대한 화학 조성의 범위에 걸쳐 상대적으로 일정할 것이기 때문이다.
본 명세서에서의 상기 방법 및 등식 1-3의 제약에 따라 오스테나이트 합금을 열기계적으로 가공하고 냉각한 후, 가공된 합금은 다양한 제조 물품 내로 제조되거나 또는 이에 포함될 수 있다. 제조 물품은 화학, 석유화학, 광업, 오일, 가스, 종이 제품, 식품 가공하는, 의약, 및/또는 상수 산업에서의 사용을 위한 부분 및 부품을 포함할 수 있지만 이에 제한되지 않는다. 본 개시물에 따른 방법에 의해 가공된 합금을 포함할 수 있는 특정 제조물품의 비-제한적 예시는 다음을 포함한다: 파이프; 시트; 플레이트; 바; 막대; 단조; 탱크; 파이프라인 부품; 파이핑, 콘덴서, 및 화학물질과 함께 사용용으로 의도된 열 교환기, 가스, 크루드 오일, 해수, 상수, 및/또는 부식성 유체 (예를 들면, 알칼리 화합물, 클로라이드 용액, 산성화된 설파이드 용액, 및/또는 퍼옥사이드); 필터 와셔, 통, 및 펄프 표백 플랜트 내 프레스 롤; 핵 발전소 및 발전소 연도 가스 스크러버 환경용 상수 파이핑 시스템; 해양 오일 및 가스 플랫폼용 공정 시스템용 부품; 튜브, 밸브, 행어, 랜딩 관이음, 도구 연결구, 및 패커를 포함하는 가스 우물 부품; 터빈 엔진 부품; 탈염 부품 및 펌프; 키큰 오일 증류 칼럼 및 패킹; 해양 환경용 물품, 가령, 예를 들면, 변환기 케이스; 밸브; 샤프팅; 플랜지; 반응기; 수집기; 분리기; 교환기; 펌프; 콤프레서; 패스너; 유연 연결기; 벨로우; 굴뚝 라이너; 연도 라이너; 및 특정 시추동 부품 가령, 예를 들면, 안정화제, 회전 조종가능 시추 부품, 시추 칼라, 통합 깃 안정화제, 안정화제 맨드렐, 시추 및 측정 관상물, 측정-중-시추 하우징, 로깅-중-시추 하우징, 비-자기적 시추 칼라, 비-자기적 시추 파이프, 통합 깃 비-자기적 안정화제, 비-자기적 플렉스 칼라, 및 압축 서비스 시추 파이프.
본 개시물에 따른 방법과 관련하여, 본 개시물에 기술된 합금 조성을 가지는 상기 오스테나이트는 합금을 제조하기 위한 본 업계에서 공지된 어느 적합한 종래의 기술에 의해 제공될 수 있다. 그러한 기술은, 예를 들면, 용융 실무 및 분말 야금학 실무를 포함한다. 종래의 용융 실무의 비-제한적 예시는 제한 없이, 소모가능한 용융 기술을 이용하는 실무 (예를 들면, 진공 아크 재용융 (VAR) 및 ESR, 비-소모가능한 용융 기술 (예를 들면, 플라즈마 냉각 노저 용융 및 전자 빔 냉각 노저 용융), 및 이들 기술의 두 개 이상의 조합을 포함한다. 본 업계에서 공지된 바와 같이, 합금을 제조하기 위한 특정 분말 야금학 실무는 일반적으로 다음 단계에 의해 합금 분말을 제조하는 것을 수반한다 : AOD, 진공 산소 탈탄 (VOD), 또는 진공 유도 용융 (VIM) 성분으로 소정의 조성을 가지는 용융물을 제공; 합금 분말을 제공하는 종래의 원자화 기술을 사용하여 용융물을 원자화; 및 모든 또는 일부 상기 합금의 분말을 프레싱 및 소결. 한 종래의 원자화 기술에서, 용융의 스트림은 분무기의 방사 깃과 접촉되고, 이는 스트림을 작은 액적으로 분해한다. 액적은 진공 또는 불활성 가스 분위기 내에서 신속히 고화되어, 작은 고체 합금 입자를 제공할 수 있다.
본 개시물의 등식 1-3의 제약에 따라 가공품을 열기계적으로 가공하는 것 및 냉각한 후, 본 명세서에서 기술된 상기 오스테나이트 합금은 종래의 합금에 비해 개선된 부식 저항성 및/또는 기계적 특성을 가질 수 있다. 본 개시물의 등식 1-3의 제약에 따라 가공품을 열기계적으로 가공하는 것 및 냉각한 후, 본 명세서에서 기술된 상기 합금의 비-제한적 구체예는 Allegheny Technologies Incorporated, Pittsburgh, Pennsylvania USA로부터 구입가능한 DATALLOY 2® 합금 (UNS 비할당된) 및/또는 AL-6XN® 합금 (UNS N08367)보다 더 큰, 이와 필적하거나, 또는 더 좋은 최종 인장 강도, 항복 강도, 퍼센트 연신, 및/또는 경도를 가질 수 있다. 또한, 본 개시물의 등식 1-3의 제약에 따라 상기 가공품을 열기계적으로 가공하는 것 및 냉각하도록 허용한 후, 본 명세서에서 기술된 상기 합금은 DATALLOY 2® 합금 및/또는 AL-6XN® 합금과 필적하거나 또는 더 좋은 PREN, CP, CPT, CCCT, 및/또는 SCC 값을 가질 수 있다. 또한, 본 개시물의 등식 1-3의 제약에 따라 상기 가공품을 열기계적으로 가공하는 것 및 냉각하도록 허용한 후, 본 명세서에서 기술된 상기 합금은 DATALLOY 2® 합금 및/또는 AL-6XN® 합금에 비해 개선된 피로 강도, 마이크로구조 안정화, 강성, 열적 균열 저항성, 피팅 부식, 갈바니 부식, SCC, 절삭성, 및/또는 마손부식 저항성을 가질 수 있다. DATALLOY 2® 합금은 중량 퍼센트로 다음 명목 조성을 가지는 Cr-Mn-N 스테인레스 스틸이다 : 0.03 탄소; 0.30 실리콘; 15.1 망간; 15.3 크롬; 2.1 몰리브덴; 2.3 니켈; 0.4 질소; 잔부 철 및 불순물. AL-6XN® 합금은 중량 퍼센트로 다음 대표적 조성을 가지는 수퍼오스테나이트 스테인레스 스틸이다 : 0.02 탄소; 0.40 망간; 0.020 인; 0.001 황; 20.5 크롬; 24.0 니켈; 6.2 몰리브덴; 0.22 질소; 0.2 구리; 잔부 철 및 불순물.
특정 비-제한적 구체예에서, 본 개시물의 등식 1-3의 제약에 따라 가공품을 열기계적으로 가공하는 것 및 냉각한 후, 본 명세서에서 기술된 상기 합금은 실온에서, 적어도 110 ksi의 최종 인장 강도, 적어도 50 ksi의 항복 강도, 및/또는 적어도 15%의 퍼센트 연신을 나타낼 수 있다. 다양한 다른 비-제한적 구체예에서, 본 개시물에 따라 형성, 단조, 또는 방사 단조 및 냉각 후, 본 명세서에서 기술된 상기 합금은, 어닐링된 상태 및 실온에서, 90 ksi 내지 150 ksi의 범위 내 최종 인장 강도, 50 ksi 내지 120 ksi의 범위 내 항복 강도, 및/또는 20% 내지 65%의 범위 내 퍼센트 연신을 나타낼 수 있다.
다음 실시예는 본 개시물의 범위를 제한함 없이 특정 비-제한적 구체예를 더욱 개시하는 의도이다. 본 업계에서 통상의 지식을 가지는 사람은 오로지 청구범위에 의해서만 정의되는 본발명의 범위 이내에서 다음 실시예의 변형이 가능함을 이해한다.
실시예 1
도 6는 본 개시물의 등식 3을 사용하여 계산된 바와 같은 상대적으로 짧은 허용가능한 임계 냉각 시간을 가지는 합금에 대한 TTT 곡선 80의 예시를 나타낸다. 도 6의 주제인 상기 합금의 화학 조성은 중량 퍼센트로 다음을 포함한다: 26.04 철; 33.94 니켈; 22.88 크롬; 6.35 몰리브덴; 4.5 망간; 3.35 코발트; 1.06 텅스텐; 1.15 구리; 0.01 니오븀; 0.26 실리콘; 0.04 바나듐; 0.019 탄소; 0.386 질소; 0.015 인; 및 0.0004 황. 이 합금 조성으로부터, 본 개시물의 등식　1에 따라 계산된 계산 시그마 솔버스 온도 82은 약 1859℉; 본 개시물의 등식 2에 따라 계산된 냉각 온도 84은 약 1665℉; 및 본 개시물의 등식 3에 따라 계산된 임계 냉각 시간 86은 약 7.5 분이다. 본 개시물에 따라, 유해한 금속간 상의 침전을 방지하기 위해, 상기 가공품은 7.5 분 (즉, 등식 3에 따라 계산된 임계 냉각 시간) 이하 동안 1859℉ (즉, 등식 1에 의해 계산된 계산 시그마 솔버스 온도 ) 보다 단지 미만에서 1665℉ (즉, 등식 2에 따라 계산된 냉각 온도)까지의 온도 범위 이내일 때 열기계적으로 가공 및 냉각하도록 허용된다.
도 7는 표 1에 개시된 바와 같은 히트 48FJ의 조성을 가지는 단조된-그대로의 9-인치 직경 가공품의 중심의 미세구조를 나타낸다. 9-인치 가공품은 다음과 같이 제조되었다. 20-인치 직경 일렉트로슬래그 재용융된 (ESR) 잉곳을 2225℉에서 균질화시키고, 2150℉까지 재가열하고, 대략 14-인치 가공품까지 방사 단조물 상에서 고온 가공하고, 및 공기 냉각하였다. 14　인치 가공품을 2200℉까지 재가열하고 및 약 9-인치 직경 가공품까지 방사 단조물 상에서 고온 가공하고, 이후 물 ??칭하였다. 관련 실제 냉각 시간, 즉, 등식 1에 의해 계산된1859℉ 계산 시그마 솔버스 온도 단지 아래에서 등식 2에 의해 계산된 1665℉ 냉각 온도까지의 온도 범위 내 단조 및 이후 냉각까지의 시간은 시그마 상의 금속간 침전을 피하기 위해 허용가능한 등식 3에 의해 계산된 7.5 분 임계 냉각 시간을 초과하였다. 등식 1-3으로부터 예측되는 바와 같이, 도 7의 마이크로그래프는 단조된-그대로의 9-인치 직경 가공품의 미세구조가 입자 경계에서 유해한 금속간 침전물, 가장 가능성이 높게는 시그마를 함유하였다는 것을 나타낸다.
실시예 2
도 8는 도 6의 합금보다 등식 3을 사용하여 계산된 더 긴 임계 냉각 시간을 가지는 합금에 대한 TTT 곡선 90의 예시를 나타낸다. 도 8의 합금의 화학 조성은 중량 퍼센트로 다음을 포함한다: 39.78 철; 25.43 니켈; 20.91 크롬; 4.78 몰리브덴; 4.47 망간; 2.06 코발트; 0.64 텅스텐; 1.27 구리; 0.01 니오븀; 0.24 실리콘; 0.04 바나듐; 0.0070 탄소; 0.37 질소; 0.015 인; 및 0.0004 황. 등식　1에 따라 계산된 상기 합금에 대한 계산 시그마 솔버스 온도 92은 약 1634℉; 등식 2에 따라 계산된냉각 온도 94은 약 1556℉; 및 등식 3 개시물에 따라 계산된 임계 냉각 시간 96은 약 28.3 분이다. 본 개시물의 방법에 따라, 상기 합금 이내에서 유해한 금속간 상의 침전을 방지하기 위해, 상기 합금은 계산된 임계 냉각 시간 (28.3 분) 이하의 시간 동안 계산 시그마 솔버스 온도 (1634℉)의 단지 아래의 온도에서 계산된 냉각 온도 (1556℉)까지에 걸친 온도 범위일 때 형성 및 냉각되어야만 한다.
도 9는 상기 합금의 단조된-그대로의 9-인치 직경 가공품의 반지름 중앙의 미세구조를 나타낸다. 상기 가공품을 다음과 같이 제조하였다. 상기 합금의 대략 20-인치 직경 ESR 잉곳을 2225℉에서 균질화시키고, 약 14-인치 직경 가공품까지 방사 단조물 상에서 고온 가공하고, 및 공기 냉각하였다. 냉각된 가공품을 2200℉까지 재가열하고 및 약 10-인치 직경 가공품까지 방사 단조물 상에서 고온 가공하고, 이후 물 ??칭하였다. 관련 실제 냉각 시간, 즉, 등식 1에 따라 계산된 계산 시그마 솔버스 온도 (1634℉)의 단지 아래의 온도에서 등식 2에 따라 계산된 냉각 온도 (1556℉)까지에 걸친 온도 범위에서 단조 및 냉각을 위한 시간은 시그마 상의 금속간 침전을 피하기 위해 허용된 등식 3에 따라 계산된 임계 냉각 시간 (28.3 분) 미만이었다. 등식 1-3으로부터 예측되는 바와 같이, 도 9의 마이크로그래프는 단조된-그대로의 9-인치 직경 가공품의 미세구조가 입자 경계에서 유해한 금속간 시그마 상 침전물을 함유하지 않았음을 나타낸다. 입자 경계에서의 어두운 영역은 금속조직학 에칭 인공물 때문이고 입자 경계 침전물을 나타내지 않는다.
실시예 3
히트 번호 49FJ의 비-자기적 오스테나이트 합금의 샘플 (표 1 참조 )을 제공하였다. 상기 합금은 1694℉의 등식 1에 따라 계산된 계산 시그마 솔버스 온도를 가졌다. 상기 합금의 등식 2에 따라 계산된 냉각 온도는 1600℉이었다. 등식 3에 따라 계산된 TTT 곡선의 C 곡선 코까지의 시간 (즉, 임계 냉각 시간)은 15.6 분이었다. 상기 합금 샘플을 1950℉에서 0.5 시간 동안 어닐링하였다. 어닐링된 샘플을 대략 1600℉에서의 노의 뒷벽, 대략 1000℉에서의 노의 앞벽, 및 뒷벽과 앞벽 사이에서 노 내 중간 온도의 기울기를 가지는 기울기 노 내에 배치하였다. 노 내 온도 기울기는 도 10에 도시된 플롯에 반영된다. 샘플을 1080℉, 1200℉, 1300℉, 1400℉, 1500℉, 또는 1550℉의 온도로 처리되도록 노 내 위치에서 배치하고, 및 12 분, 50 분, 10 시간, 또는 20 시간 동안 가열하였다. 각 샘플의 미세구조를 샘플에 적용된 특정 가열 온도에서 평가하였다.
도 11은 이들 실험에서 사용된 가열 온도 기울기 (수평선) 및 실제 냉각 시간 (수직선)을 가지는 TTT 곡선이다. 도 12은 TTT 곡선 상 다양한 온도에서 12 분 동안 유지된 샘플로부터의 미세구조를 겹친다. 도 13은 TTT 곡선 상 다양한 시간 동안 1080℉에서 유지된 샘플로부터의 미세구조를 겹친다. 일반적으로, 상기 결과는 대략 TTT 곡선에 의해 정의된 온도 및 시간에서 발생된 본 명세서에서 다루는 금속간 상의 침전 내 TTT 곡선의 정확도를 확인한다.
실시예 4
히트 48FJ의 화학을 가지는 20-인치 직경 ESR 잉곳을 제공하였다. 상기 합금은 1851℉의 등식 1을 사용하여 계산된 계산 시그마 솔버스 온도를 가졌다. 등식 2에 따라 계산된 냉각 온도는 1659℉이었다. 등식 3에 따라 계산된 TTT 곡선의 C 곡선 코까지의 시간 (즉, 임계 냉각 시간)은 8.0 분이었다. 상기 ESR 잉곳을 2225℉에서 균질화시키고, 2225℉까지 재가열하고 및 대략 14-인치 직경 가공품까지 방사 단조물 상에서 고온 가공하고, 및 이후 공기 냉각하였다. 냉각된 14-인치 직경 가공품을 2225℉까지 재가열하고 및 대략 10-인치 직경 가공품까지 방사 단조물 상에서 고온 가공하고, 이후 물 ??칭하였다. 방사 단조 작업 동안의 광학 온도 측정은 표면에서의 온도가 대략 1778℉이고, 방사 단조된 가공품이 물 ??칭 탱크로 들어감에 따라, 상기 표면 온도는 약 1778℉이었음을 나타내었다. 방사 단조된 및 물 ??칭된 가공품은 2150℉에서 어닐링되고 이후 물 ??칭된다.
도 14A는 어닐링된 방사 단조된 가공품의 표면에서의 미세구조를 나타낸다. 도 14B는 어닐링된 방사 단조된 가공품의 중심에서의 미세구조를 나타낸다. 2150℉ 어닐링 단계는 방사 단조 작업 동안에 형성된 시그마 상을 용액화한다. 8.0 분의 계산된 임계 냉각 시간은, 그러나, 잉곳이 물 ??칭 작업 동안 1851℉ 계산 시그마 솔버스 온도 단지 아래의 온도로부터 1659℉ 계산된 냉각 온도까지 냉각함에 따라 잉곳의 중심에서 시그마 상 형성을 방지하기에 불충분하다. 도 14A의 포토마이크로그래프는 시그마 상 침전을 피하기 위해 충분히 신속히 냉각된 표면을 나타내지만, 도 14B의 마이크로그래프는 시그마 상의 침전 허용하기위해 충분히 천천히 발생된 잉곳의 중심에서의 냉각을 나타낸다. 잉곳의 중심은 등식 3에 의해 계산된 임계 냉각 시간 초과 기간 내에 등식 1에 의해 계산된 계산 시그마 솔버스 온도로부터 내지 등식 2에 의해 계산된냉각 온도까지 냉각된다.
실시예 5
히트 45FJ의 화학을 가지는 20-인치 직경 ESR 잉곳을 제공하였다. 상기 합금은 1624℉의 등식 1을 사용하여 계산된 계산 시그마 솔버스 온도를 가졌다. 등식 2에 따라 계산된 냉각 온도는 1561℉이었다. TTT 곡선의 C 곡선 코까지의 시간 (즉, 임계 냉각 시간)은 30.4 분이었다. 상기 ESR 잉곳을 2225℉에서 균질화시키고, 2225℉까지 재가열하고 및 대략 14 인치 직경 가공품까지 방사 단조물 상에서 고온 가공하고, 및 이후 공기 냉각하였다. 상기 가공품을 2225℉까지 재가열하고 및 대략 10-인치 직경 가공품까지 방사 단조물 상에서 고온 가공하고, 이후 물 ??칭하였다. 방사 단조 작업 동안의 광학 온도 측정은 상기 가공품 표면 온도가 대략 1886℉임을 나타내었고, 방사 단조된 가공품이 물 ??칭 탱크로 들어감에 따라, 상기 표면 온도는 약 1790℉이었다.
도 15A는 방사 단조된 및 물 ??칭된 가공품표면에서의 미세구조를 나타낸다. 도 15B는 방사 단조된 및 물 ??칭된 가공품의 중심에서의 미세구조를 나타낸다. 도 15A 및 도 15B 모두에 나타낸 미세구조는 시그마 침전이 없다. 이는 1624℉의 계산 시그마 솔버스 온도 단지 아래의 온도로부터 1561℉의 계산된 냉각 온도까지 냉각하는 실제 시간은 시그마 상의 침전을 피하기 위해 방사 단조된 및 물 ??칭된 가공품의 표면 및 중심 모두에서 충분히 빠름 (즉,30.4 분 미만 )을 확인한다.
실시예 6
히트 48FJ의 화학을 가지는 20-인치 직경 ESR 잉곳을 제공하였다. 히트 48FJ 합금은 1851℉의 등식 1을 사용하여 계산된 계산 시그마 솔버스 온도를 가졌다. 등식 2에 따라 계산된 냉각 온도는 1659℉이었다. 등식 3에 따라 계산된 TTT 곡선의 C 곡선의 코까지의 시간 (즉, 임계 냉각 시간)은 8.0 분이었다. 열 49FJ의 화학을 가지는 제 2 20-인치 직경 ESR 잉곳을 제공하였다. 열 49FJ 합금은 1694℉의 등식 1을 사용하여 계산된 계산 시그마 솔버스 온도를 가졌다. 등식 2에 따라 계산된 냉각 온도는 1600℉이었다. 등식 3에 따라 계산된 TTT 곡선의 C 곡선의 코까지의 시간 (즉, 임계 냉각 시간)은 15.6 분이었다.
두 잉곳 모두 2225℉에서 균질화하였다. 균질화 잉곳을 2225℉까지 재가열하고 및 대략 14-인치 직경 가공품까지 방사 단조물 상에서 고온 가공하고, 이후 공기 냉각하였다. 두 냉각된 가공품 모두를 2225℉까지 재가열하고 및 대략 10-인치 직경 가공품까지 방사 단조물 상에서 고온 가공하고, 이후 물 ??칭하였다.
히트 48FJ 잉곳의 방사 단조 작업 동안의 광학 온도 측정은 표면에서의 온도가 대략 1877℉이고, 물 ??칭 탱크 내로 들어가고, 상기 표면 온도는 약 1778℉이었음을 나타내었다. 도 16A는 상기 합금의 중심 미세구조를 나타내고, 이는 입자 경계에서 시그마 상 침전물을 포함하였다.
히트 49FJ 잉곳의 방사 단조 작업 동안의 광학 온도 측정은 표면에서의 온도가 대략 1848℉이고, 물 ??칭 탱크 내로 들어가고 상기 표면 온도는 약 1757℉이었음을 나타내었다. 도 16B는 상기 합금의 중심 미세구조를 나타내고, 이는 시그마 상 침전물이 없다. 도 16B의 마이크로그래프 내 입자 경계에서의 어두운 구역은 금속조직학 에칭 인공물로 인한 것이다.
이들 결과는 본질적으로 동일한 조건 하에서 가공될 때도, 등식 3에 의해 계산된 더 짧은 임계 냉각 시간을 가지는 가공품(히트 48FJ)은 그 중심에서 시그마 상을 만들고, 반면 등식 3에 의해 계산된 더 긴 임계 냉각 시간 (히트 49FJ)을 가지는 가공품은 그 중심에서 시그마 상 침전물을 만들지 않음을 입증한다.
실시예 7
히트 49FJ의 화학을 가지는 20-인치 직경 ESR 잉곳을 제공하였다. 열 49FJ 합금은 1694℉의 등식 1을 사용하여 계산된 계산 시그마 솔버스 온도를 가졌다. 등식 2에 따라 계산된 냉각 온도는 1600℉이었다. 등식 3에 따라 계산된 TTT 곡선의 C 곡선의 코까지의 시간 (즉, 임계 냉각 시간)은 15.6 분이었다. 잉곳을 2225℉에서 균질화시키고, 2225℉까지 재가열하고 및 대략 14-인치 직경 가공품까지 방사 단조물 상에서 고온 가공하고, 및 이후 공기 냉각하였다. 공기 냉각된 가공품을 2150℉까지 재가열하고 및 대략 9-인치 직경 가공품까지 방사 단조물 상에서 고온 가공하고, 이후 물 ??칭하였다. 방사 단조 작업 동안의 광학 온도 측정은 표면에서의 온도가 대략 1800℉이고, 방사 단조된 가공품이 물 ??칭 탱크로 들어감에 따라, 상기 표면 온도는 약 1700℉이었음을 나타내었다. 단조된 및 물 ??칭된 가공품을 이후 1025℉까지 재가열하고 및 방사 단조물 상에서 대략 7.25-인치 직경 가공품까지 온간가공하고, 이후 공기 냉각하였다.
7.25-인치 직경 가공품의 표면의 미세구조는 도 17A에 나타내고, 및 7.25-인치 직경 가공품의 중심의 미세구조는 도 17B에 나타낸다. 상기 마이크로그래프는 상기 가공품의 표면 또는 중심에서 어떠한 시그마 상도 없음을 나타낸다. 이 실시예에서, 히트 49FJ의 화학을 가지는 상기 가공품을 계산된 임계 냉각 시간 미만 내에서 관련 온도 범위, 즉, 계산 시그마 솔버스 온도의 단지 아래의 온도 및 계산된 냉각 온도까지에 한정된 온도 범위를 통해 가공하였고, 이에 의해 시그마 상의 침전을 회피하였다.
본 기술은 본 발명의 명백한 이해와 관련된 본 발명 양상을 예시함이 이해될 것이다. 본 업계에서 통상의 지식을 가진 자에게 명백하고, 따라서, 본 발명의 더 좋은 이해를 돕지 않는 특정 양상은 본 기술을 단술화하기 위해 제시되지 않았다. 본 발명의 구체예의 단지 제한된 수만이 필요적으로 본 명세서에서 기술되었지만, 본 업계에서 통상의 지식를 가진 자는 상기 기술을 고려하여, 본 발명의 수많은 변조과 변형이 사용될 수 있음을 인식한다. 모든 그러한 본 발명의 변조과 변형은 상기 기술 및 다음 청구범위에 의해 포함된다고 의도된다.

Claims (46)

  1. 다음을 포함하는 금속간 화합물의 침전을 저해하기 위해 가공품을 가공하는 방법:
    오스테나이트 합금을 포함하는 가공품을 열기계적으로 가공하는 것 및 냉각하는 것 중의 적어도 하나, 여기서 상기 가공품을 열기계적으로 가공하는 것 및 냉각하는 것 중의 적어도 하나 동안, 상기 오스테나이트 합금은 임계 냉각 시간 이하의 시간 동안 상기 오스테나이트 합금의 계산 시그마 솔버스 온도보다 바로 아래의 온도에서 냉각 온도까지의 온도에 걸친 온도 범위 내 온도에 있음;
    여기서 상기 오스테나이트 합금은, 총 합금 중량에 기초하여 중량 퍼센트로, 최대 0.2 탄소, 0 초과 최대 20 망간, 0.1 내지 1.0 실리콘, 14.0 내지 28.0 크롬, 15.0 내지 32.0 니켈, 2.0 내지 9.0 몰리브덴, 0.1 내지 3.0 구리, 0.08 내지 0.9 질소, 0.1 내지 5.0 텅스텐, 0.5 내지 5.0 코발트, 최대 1.0 티타늄, 최대 0.05 붕소; 최대 0.05 인; 최대 0.05 황; 20 내지 60 철; 및 부수적 불순물을 포함하고;
    여기서 계산 시그마 솔버스 온도는 상기 오스테나이트 합금의 중량 퍼센트인 조성의 함수이고, 화씨로, 1155.8 - (760.4)·(니켈/철) + (1409)·(크롬/철) + (2391.6)·(몰리브덴/철) - (288.9)·(망간/철) - (634.8)·(코발트/철) + (107.8)·(텅스텐/철)와 같고;
    여기서 냉각 온도는 상기 오스테나이트 합금의 중량 퍼센트인 조성의 함수이고, 화씨로, 1290.7 - (604.2)·(니켈/철) + (829.6)·(크롬/철) + (1899.6)·(몰리브덴/철) - (635.5)·(코발트/철) + (1251.3)·(텅스텐/철)와 같고; 및
    여기서 임계 냉각 시간은 상기 오스테나이트 합금의 중량 퍼센트인 조성의 함수이고, 및 분으로, log10 2.948 + (3.631)·(니켈/철) - (4.846)·(크롬/철) - (11.157)·(몰리브덴/철) + (3.457)·(코발트/철) - (6.74)·(텅스텐/철)와 같고, 여기서 임계 냉각 시간은 10 분 내지 30 분의 범위 내임.
  2. 제 1항에 있어서, 열기계적으로 상기 가공품을 가공하는 것은 상기 가공품을 단조하는 것을 포함하는 가공품을 가공하는 방법.
  3. 제 2항에 있어서, 상기 가공품을 단조하는 것은 롤 단조, 스웨이징, 코깅, 오픈-다이 단조, 임프레션-다이 단조, 프레스 단조, 자동 고온 단조, 방사 단조, 및 업셋 단조 중의 적어도 하나를 포함하는 가공품을 가공하는 방법.
  4. 제 1항에 있어서, 열기계적으로 상기 가공품을 가공하는 것은 상기 가공품을 방사 단조하는 것을 포함하는 가공품을 가공하는 방법.
  5. 제 1항에 있어서, 상기 가공품을 열기계적으로 가공하는 것 및 냉각하는 것 중의 적어도 하나 후 다음을 더욱 포함하는 가공품을 가공하는 방법:
    적어도 계산 시그마 솔버스 온도만큼 큰 어닐링 온도까지 상기 가공품을 가열하는 것, 및 상기 가공품 어닐링 온도에서 상기 가공품을 어닐링하기에 충분한 기간동안 유지하는 것;
    여기서 상기 가공품이 어닐링 온도로부터 냉각함에 따라, 상기 오스테나이트 합금은 임계 냉각 시간 이하의 시간 동안 계산 시그마 솔버스 온도보다 바로 아래의 온도에서 냉각 온도까지의 온도에 걸친 온도 범위 내 온도에 있음.
  6. 제 1항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 0.3 이하의 니오븀 및 탄탈륨의 조합된 중량 퍼센트를 포함하는 가공품을 가공하는 방법.
  7. 제 1항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 최대 0.2 중량 퍼센트 바나듐을 포함하는 가공품을 가공하는 방법.
  8. 제 1항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 최대 0.1 중량 퍼센트 알루미늄을 포함하는 가공품을 가공하는 방법.
  9. 제 1항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 0.1 이하의 세륨 및 란타늄의 조합된 중량 퍼센트를 포함하는 가공품을 가공하는 방법.
  10. 제 1항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 최대 0.5 중량 퍼센트 루테늄을 포함하는 가공품을 가공하는 방법.
  11. 제 1항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 최대 0.6 중량 퍼센트 지르코늄을 포함하는 가공품을 가공하는 방법.
  12. 제 1항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 2:1 내지 4:1 코발트/텅스텐 중량 퍼센트 비를 포함하는 가공품을 가공하는 방법.
  13. 제 1항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 40 초과의 PREN16 값을 가지는 가공품을 가공하는 방법, 여기서 PREN16 값은 다음 식에 의해 결정되고:
    PREN16 = %Cr + 3.3(%Mo) + 16(%N) + 1.65(%W)
    여기서 퍼센트는 중량 퍼센트임.
  14. 제 1항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 40 내지 60의 범위 내 PREN16 값을 가지는 가공품을 가공하는 방법, 여기서 PREN16 값은 다음 식에 의해 결정되고:
    PREN16 = %Cr + 3.3(%Mo) + 16(%N) + 1.65(%W)
    여기서 퍼센트는 중량 퍼센트임.
  15. 제 1항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 비-자기적인 가공품을 가공하는 방법.
  16. 제 1항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 1.01 미만의 자기적 투과도 값을 가지는 가공품을 가공하는 방법.
  17. 제 1항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 적어도 110 ksi의 최종 인장 강도, 적어도 50 ksi의 항복 강도, 및 적어도 15%의 퍼센트 연신을 가지는 가공품을 가공하는 방법.
  18. 제 1항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 90 ksi 내지 150 ksi의 범위 내 최종 인장 강도, 50 ksi 내지 120 ksi의 범위 내 항복 강도, 및 20% 내지 65%의 범위 내 퍼센트 연신을 가지는 가공품을 가공하는 방법.
  19. 제 1항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 100 ksi 내지 240 ksi의 범위 내 최종 인장 강도, 110 ksi 내지 220 ksi의 범위 내 항복 강도, 및 15% 내지 30%의 범위 내 퍼센트 연신을 가지는 가공품을 가공하는 방법.
  20. 제 1항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 적어도 45°C 의 임계 피팅 온도를 가지는 가공품을 가공하는 방법.
  21. 제 1항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은, 총 합금 중량에 기초하여 중량 퍼센트로 다음을 포함하는 가공품을 가공하는 방법: 최대 0.05 탄소; 1.0 내지 9.0 망간; 0.1 내지 1.0 실리콘; 18.0 내지 26.0 크롬; 19.0 내지 32.0 니켈; 3.0 내지 7.0 몰리브덴; 0.4 내지 2.5 구리; 0.1 내지 0.55 질소; 0.2 내지 3.0 텅스텐; 0.8 내지 3.5 코발트; 최대 0.6 티타늄; 0.3 이하의 니오븀 및 탄탈륨의 조합된 중량 퍼센트; 최대 0.2 바나듐; 최대 0.1 알루미늄; 최대 0.05 붕소; 최대 0.05 인; 최대 0.05 황; 20 내지 50 철; 및 부수적 불순물.
  22. 제 21항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 2.0 내지 8.0 중량 퍼센트 망간을 포함하는 가공품을 가공하는 방법.
  23. 제 21항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 19.0 내지 25.0 중량 퍼센트 크롬을 포함하는 가공품을 가공하는 방법.
  24. 제 21항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 20.0 내지 32.0 중량 퍼센트 니켈을 포함하는 가공품을 가공하는 방법.
  25. 제 21항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 3.0 내지 6.5 중량 퍼센트 몰리브덴을 포함하는 가공품을 가공하는 방법.
  26. 제 21항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 0.5 내지 2.0 중량 퍼센트 구리를 포함하는 가공품을 가공하는 방법.
  27. 제 21항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 1.0 내지 3.5 중량 퍼센트 코발트를 포함하는 가공품을 가공하는 방법.
  28. 제 21항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 0.2 내지 0.5 중량 퍼센트 질소를 포함하는 가공품을 가공하는 방법.
  29. 제 1항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 총 합금 중량에 기초하여 중량 퍼센트로 다음을 포함하는 가공품을 가공하는 가공품을 가공하는 방법: 최대 0.05 탄소; 2.0 내지 8.0 망간; 0.1 내지 0.5 실리콘; 19.0 내지 25.0 크롬; 20.0 내지 32.0 니켈; 3.0 내지 6.5 몰리브덴; 0.5 내지 2.0 구리; 0.2 내지 0.5 질소; 0.3 내지 2.5 텅스텐; 1.0 내지 3.5 코발트; 최대 0.6 티타늄; 0.3 이하의 니오븀 및 탄탈륨의 조합된 중량 퍼센트; 최대 0.2 바나듐; 최대 0.1 알루미늄; 최대 0.05 붕소; 최대 0.05 인; 최대 0.05 황; 20 내지 50 철; 및 부수적 불순물.
  30. 제 29항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 20.0 내지 25.0 중량 퍼센트 크롬을 포함하는 가공품을 가공하는 방법.
  31. 제 29항에 있어서, 상기 오스테나이트 합금은 6.0 내지 6.5 중량 퍼센트 몰리브덴을 포함하는 가공품을 가공하는 방법.
  32. 다음을 포함하는 금속간 화합물의 침전을 저해하기 위해 오스테나이트 합금 가공품을 가공하는 방법:
    상기 가공품을 단조하는 것; 및
    단조된 가공품을 냉각하는 것;
    여기서 상기 오스테나이트 합금은, 총 합금 중량에 기초하여 중량 퍼센트로, 최대 0.2 탄소, 0 초과 최대 20 망간, 0.1 내지 1.0 실리콘, 14.0 내지 28.0 크롬, 15.0 내지 32.0 니켈, 2.0 내지 9.0 몰리브덴, 0.1 내지 3.0 구리, 0.08 내지 0.9 질소, 0.1 내지 5.0 텅스텐, 0.5 내지 5.0 코발트, 최대 1.0 티타늄, 최대 0.05 붕소; 최대 0.05 인; 최대 0.05 황; 20 내지 60 철; 및 부수적 불순물을 포함하고;
    여기서 상기 가공품을 단조하는 것 및 단조된 가공품을 냉각하는 동안 상기 오스테나이트 합금은 임계 냉각 시간 이하의 시간 동안상기 오스테나이트 합금의 계산 시그마 솔버스 온도보다 바로 아래의 온도에서 냉각 온도까지에 걸친 온도 범위를 통해 냉각하고;
    여기서 계산 시그마 솔버스 온도는 상기 오스테나이트 합금 조성의 함수이고 중량 퍼센트로, 화씨로, 1155.8 - (760.4)·(니켈/철) + (1409)·(크롬/철) + (2391.6)·(몰리브덴/철) - (288.9)·(망간/철) - (634.8)·(코발트/철) + (107.8)·(텅스텐/철)와 같고;
    여기서 냉각 온도는 상기 오스테나이트 합금 조성의 함수이고 중량 퍼센트로, 화씨로, 1290.7 - (604.2)·(니켈/철) + (829.6)·(크롬/철) + (1899.6)·(몰리브덴/철) - (635.5)·(코발트/철) + (1251.3)·(텅스텐/철)와 같고; 및
    여기서 임계 냉각 시간은 상기 오스테나이트 합금 조성의 함수이고 중량 퍼센트로, 및 분으로, log10 2.948 + (3.631)·(니켈/철) - (4.846)·(크롬/철) - (11.157)·(몰리브덴/철) + (3.457)·(코발트/철) - (6.74)·(텅스텐/철)와 같고, 여기서 임계 냉각 시간은 10 분 내지 30 분의 범위 내임.
  33. 제 32항에 있어서, 상기 가공품을 단조하는 것은 전체적으로 계산 시그마 솔버스 온도 초과의 온도에서 행해지는 오스테나이트 합금 가공품을 가공하는 방법.
  34. 제 32항에 있어서, 상기 가공품을 단조하는 것은 계산 시그마 솔버스 온도를 통과하여 행해지는 오스테나이트 합금 가공품을 가공하는 방법.
  35. 제 32항에 있어서, 상기 방법은 냉각된 가공품을 어닐링하는 것을 추가로 포함하는 오스테나이트 합금 가공품을 가공하는 방법.
  36. 삭제
  37. 삭제
  38. 삭제
  39. 삭제
  40. 삭제
  41. 삭제
  42. 삭제
  43. 삭제
  44. 삭제
  45. 삭제
  46. 삭제
KR1020157006362A 2013-02-26 2014-02-03 합금을 가공하기 위한 방법 KR102218869B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US13/777,066 US9869003B2 (en) 2013-02-26 2013-02-26 Methods for processing alloys
US13/777,066 2013-02-26
PCT/US2014/014405 WO2014133718A1 (en) 2013-02-26 2014-02-03 Methods for processing alloys

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20150120929A KR20150120929A (ko) 2015-10-28
KR102218869B1 true KR102218869B1 (ko) 2021-02-23

Family

ID=50138002

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020157006362A KR102218869B1 (ko) 2013-02-26 2014-02-03 합금을 가공하기 위한 방법

Country Status (17)

Country Link
US (2) US9869003B2 (ko)
EP (1) EP2898105B1 (ko)
JP (1) JP6397432B2 (ko)
KR (1) KR102218869B1 (ko)
CN (1) CN104838020B (ko)
AU (1) AU2014221415B2 (ko)
BR (1) BR112015008461B1 (ko)
CA (1) CA2885080C (ko)
ES (1) ES2831609T3 (ko)
IL (1) IL237935B (ko)
MX (2) MX368566B (ko)
NZ (1) NZ706183A (ko)
RU (1) RU2690246C2 (ko)
SG (1) SG11201503306YA (ko)
UA (1) UA116778C2 (ko)
WO (1) WO2014133718A1 (ko)
ZA (1) ZA201502055B (ko)

Families Citing this family (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20040221929A1 (en) 2003-05-09 2004-11-11 Hebda John J. Processing of titanium-aluminum-vanadium alloys and products made thereby
US7837812B2 (en) 2004-05-21 2010-11-23 Ati Properties, Inc. Metastable beta-titanium alloys and methods of processing the same by direct aging
US10053758B2 (en) 2010-01-22 2018-08-21 Ati Properties Llc Production of high strength titanium
US9255316B2 (en) 2010-07-19 2016-02-09 Ati Properties, Inc. Processing of α+β titanium alloys
US9206497B2 (en) 2010-09-15 2015-12-08 Ati Properties, Inc. Methods for processing titanium alloys
US8613818B2 (en) 2010-09-15 2013-12-24 Ati Properties, Inc. Processing routes for titanium and titanium alloys
US10513755B2 (en) 2010-09-23 2019-12-24 Ati Properties Llc High strength alpha/beta titanium alloy fasteners and fastener stock
US8652400B2 (en) 2011-06-01 2014-02-18 Ati Properties, Inc. Thermo-mechanical processing of nickel-base alloys
US9869003B2 (en) * 2013-02-26 2018-01-16 Ati Properties Llc Methods for processing alloys
US9192981B2 (en) 2013-03-11 2015-11-24 Ati Properties, Inc. Thermomechanical processing of high strength non-magnetic corrosion resistant material
US9777361B2 (en) 2013-03-15 2017-10-03 Ati Properties Llc Thermomechanical processing of alpha-beta titanium alloys
US11111552B2 (en) 2013-11-12 2021-09-07 Ati Properties Llc Methods for processing metal alloys
US10179943B2 (en) * 2014-07-18 2019-01-15 General Electric Company Corrosion resistant article and methods of making
US10094003B2 (en) 2015-01-12 2018-10-09 Ati Properties Llc Titanium alloy
ES2788648T3 (es) 2015-06-15 2020-10-22 Nippon Steel Corp Acero inoxidable austenítico basado en un alto contenido de Cr
CN105256254B (zh) * 2015-10-30 2017-02-01 河北五维航电科技有限公司 一种用于co2气提法制备尿素的气提管材料的制备方法
US10502252B2 (en) 2015-11-23 2019-12-10 Ati Properties Llc Processing of alpha-beta titanium alloys
WO2017105943A1 (en) 2015-12-14 2017-06-22 Swagelok Company Highly alloyed stainless steel forgings made without solution anneal
EP3327151A1 (fr) * 2016-11-04 2018-05-30 Richemont International S.A. Résonateur pour piece d'horlogerie
US20190136335A1 (en) * 2017-11-07 2019-05-09 Swagelok Company Highly alloyed stainless steel forgings made without solution anneal
DE102018133255A1 (de) * 2018-12-20 2020-06-25 Voestalpine Böhler Edelstahl Gmbh & Co Kg Superaustenitischer Werkstoff
DE102020116858A1 (de) * 2019-07-05 2021-01-07 Vdm Metals International Gmbh Nickel-Basislegierung für Pulver und Verfahren zur Herstellung eines Pulvers
TWI696712B (zh) * 2019-12-10 2020-06-21 國立臺灣大學 中熵多功能超級沃斯田鐵系不鏽鋼及其製造方法
RU2749815C1 (ru) * 2020-11-06 2021-06-17 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") Способ получения упрочненных заготовок крепежных изделий из нержавеющей аустенитной стали
CN115992330B (zh) * 2023-02-17 2024-04-19 东北大学 一种高氮低钼超级奥氏体不锈钢及其合金成分优化设计方法
CN118166253A (zh) * 2024-05-14 2024-06-11 贵州航天风华精密设备有限公司 一种增材制造用含Be镁高熵合金粉末及制备方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4554028A (en) 1983-12-13 1985-11-19 Carpenter Technology Corporation Large warm worked, alloy article
EP1717330B1 (en) 2004-02-12 2018-06-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Metal tube for use in carburizing gas atmosphere

Family Cites Families (395)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2974076A (en) 1954-06-10 1961-03-07 Crucible Steel Co America Mixed phase, alpha-beta titanium alloys and method for making same
GB847103A (en) 1956-08-20 1960-09-07 Copperweld Steel Co A method of making a bimetallic billet
US3025905A (en) 1957-02-07 1962-03-20 North American Aviation Inc Method for precision forming
US3015292A (en) 1957-05-13 1962-01-02 Northrop Corp Heated draw die
US2932886A (en) 1957-05-28 1960-04-19 Lukens Steel Co Production of clad steel plates by the 2-ply method
US2857269A (en) 1957-07-11 1958-10-21 Crucible Steel Co America Titanium base alloy and method of processing same
US2893864A (en) 1958-02-04 1959-07-07 Harris Geoffrey Thomas Titanium base alloys
US3060564A (en) 1958-07-14 1962-10-30 North American Aviation Inc Titanium forming method and means
US3082083A (en) 1960-12-02 1963-03-19 Armco Steel Corp Alloy of stainless steel and articles
US3117471A (en) 1962-07-17 1964-01-14 Kenneth L O'connell Method and means for making twist drills
US3313138A (en) 1964-03-24 1967-04-11 Crucible Steel Co America Method of forging titanium alloy billets
US3379522A (en) 1966-06-20 1968-04-23 Titanium Metals Corp Dispersoid titanium and titaniumbase alloys
US3436277A (en) 1966-07-08 1969-04-01 Reactive Metals Inc Method of processing metastable beta titanium alloy
GB1170997A (en) 1966-07-14 1969-11-19 Standard Pressed Steel Co Alloy Articles.
US3489617A (en) 1967-04-11 1970-01-13 Titanium Metals Corp Method for refining the beta grain size of alpha and alpha-beta titanium base alloys
US3469975A (en) 1967-05-03 1969-09-30 Reactive Metals Inc Method of handling crevice-corrosion inducing halide solutions
US3605477A (en) 1968-02-02 1971-09-20 Arne H Carlson Precision forming of titanium alloys and the like by use of induction heating
US4094708A (en) 1968-02-16 1978-06-13 Imperial Metal Industries (Kynoch) Limited Titanium-base alloys
US3622406A (en) 1968-03-05 1971-11-23 Titanium Metals Corp Dispersoid titanium and titanium-base alloys
US3615378A (en) 1968-10-02 1971-10-26 Reactive Metals Inc Metastable beta titanium-base alloy
US3584487A (en) 1969-01-16 1971-06-15 Arne H Carlson Precision forming of titanium alloys and the like by use of induction heating
US3635068A (en) 1969-05-07 1972-01-18 Iit Res Inst Hot forming of titanium and titanium alloys
US3649259A (en) 1969-06-02 1972-03-14 Wyman Gordon Co Titanium alloy
GB1501622A (en) 1972-02-16 1978-02-22 Int Harvester Co Metal shaping processes
JPS4926163B1 (ko) 1970-06-17 1974-07-06
US3676225A (en) 1970-06-25 1972-07-11 United Aircraft Corp Thermomechanical processing of intermediate service temperature nickel-base superalloys
US3686041A (en) 1971-02-17 1972-08-22 Gen Electric Method of producing titanium alloys having an ultrafine grain size and product produced thereby
DE2148519A1 (de) 1971-09-29 1973-04-05 Ottensener Eisenwerk Gmbh Verfahren und vorrichtung zum erwaermen und boerdeln von ronden
DE2204343C3 (de) 1972-01-31 1975-04-17 Ottensener Eisenwerk Gmbh, 2000 Hamburg Vorrichtung zur Randzonenerwärmung einer um die zentrische Normalachse umlaufenden Ronde
US3802877A (en) 1972-04-18 1974-04-09 Titanium Metals Corp High strength titanium alloys
JPS5025418A (ko) 1973-03-02 1975-03-18
FR2237435A5 (ko) 1973-07-10 1975-02-07 Aerospatiale
JPS5339183B2 (ko) 1974-07-22 1978-10-19
SU534518A1 (ru) 1974-10-03 1976-11-05 Предприятие П/Я В-2652 Способ термомеханической обработки сплавов на основе титана
US4098623A (en) 1975-08-01 1978-07-04 Hitachi, Ltd. Method for heat treatment of titanium alloy
FR2341384A1 (fr) 1976-02-23 1977-09-16 Little Inc A Lubrifiant et procede de formage a chaud des metaux
US4053330A (en) 1976-04-19 1977-10-11 United Technologies Corporation Method for improving fatigue properties of titanium alloy articles
US4138141A (en) 1977-02-23 1979-02-06 General Signal Corporation Force absorbing device and force transmission device
US4120187A (en) 1977-05-24 1978-10-17 General Dynamics Corporation Forming curved segments from metal plates
SU631234A1 (ru) 1977-06-01 1978-11-05 Karpushin Viktor N Способ правки листов из высокопрочных сплавов
US4163380A (en) 1977-10-11 1979-08-07 Lockheed Corporation Forming of preconsolidated metal matrix composites
US4197643A (en) 1978-03-14 1980-04-15 University Of Connecticut Orthodontic appliance of titanium alloy
US4309226A (en) 1978-10-10 1982-01-05 Chen Charlie C Process for preparation of near-alpha titanium alloys
US4229216A (en) 1979-02-22 1980-10-21 Rockwell International Corporation Titanium base alloy
JPS6039744B2 (ja) 1979-02-23 1985-09-07 三菱マテリアル株式会社 時効硬化型チタン合金部材の矯正時効処理方法
US4299626A (en) 1980-09-08 1981-11-10 Rockwell International Corporation Titanium base alloy for superplastic forming
JPS5762846A (en) 1980-09-29 1982-04-16 Akio Nakano Die casting and working method
JPS5762820A (en) 1980-09-29 1982-04-16 Akio Nakano Method of secondary operation for metallic product
CA1194346A (en) 1981-04-17 1985-10-01 Edward F. Clatworthy Corrosion resistant high strength nickel-base alloy
US4639281A (en) 1982-02-19 1987-01-27 Mcdonnell Douglas Corporation Advanced titanium composite
JPS58167724A (ja) 1982-03-26 1983-10-04 Kobe Steel Ltd 石油掘削スタビライザ−用素材の製造方法
JPS58210158A (ja) * 1982-05-31 1983-12-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性の優れた油井管用高強度合金
SU1088397A1 (ru) 1982-06-01 1991-02-15 Предприятие П/Я А-1186 Способ термоправки издели из титановых сплавов
EP0109350B1 (en) 1982-11-10 1991-10-16 Mitsubishi Jukogyo Kabushiki Kaisha Nickel-chromium alloy
US4473125A (en) 1982-11-17 1984-09-25 Fansteel Inc. Insert for drill bits and drill stabilizers
FR2545104B1 (fr) 1983-04-26 1987-08-28 Nacam Procede de recuit localise par chauffage par indication d'un flan de tole et poste de traitement thermique pour sa mise en oeuvre
RU1131234C (ru) 1983-06-09 1994-10-30 ВНИИ авиационных материалов Сплав на основе титана
US4510788A (en) 1983-06-21 1985-04-16 Trw Inc. Method of forging a workpiece
SU1135798A1 (ru) 1983-07-27 1985-01-23 Московский Ордена Октябрьской Революции И Ордена Трудового Красного Знамени Институт Стали И Сплавов Способ обработки заготовок из титановых сплавов
JPS6046358A (ja) 1983-08-22 1985-03-13 Sumitomo Metal Ind Ltd α＋β型チタン合金の製造方法
US4543132A (en) 1983-10-31 1985-09-24 United Technologies Corporation Processing for titanium alloys
JPS60100655A (ja) 1983-11-04 1985-06-04 Mitsubishi Metal Corp 耐応力腐食割れ性のすぐれた高Ｃｒ含有Νｉ基合金部材の製造法
FR2557145B1 (fr) 1983-12-21 1986-05-23 Snecma Procede de traitements thermomecaniques pour superalliages en vue d'obtenir des structures a hautes caracteristiques mecaniques
US4482398A (en) 1984-01-27 1984-11-13 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Method for refining microstructures of cast titanium articles
DE3405805A1 (de) 1984-02-17 1985-08-22 Siemens AG, 1000 Berlin und 8000 München Schutzrohranordnung fuer glasfaser
JPS6160871A (ja) 1984-08-30 1986-03-28 Mitsubishi Heavy Ind Ltd チタン合金の製造法
US4631092A (en) 1984-10-18 1986-12-23 The Garrett Corporation Method for heat treating cast titanium articles to improve their mechanical properties
GB8429892D0 (en) 1984-11-27 1985-01-03 Sonat Subsea Services Uk Ltd Cleaning pipes
US4690716A (en) 1985-02-13 1987-09-01 Westinghouse Electric Corp. Process for forming seamless tubing of zirconium or titanium alloys from welded precursors
JPS61217564A (ja) 1985-03-25 1986-09-27 Hitachi Metals Ltd ＮｉＴｉ合金の伸線方法
JPS61270356A (ja) 1985-05-24 1986-11-29 Kobe Steel Ltd 極低温で高強度高靭性を有するオ−ステナイト系ステンレス鋼板
AT381658B (de) 1985-06-25 1986-11-10 Ver Edelstahlwerke Ag Verfahren zur herstellung von amagnetischen bohrstrangteilen
JPH0686638B2 (ja) 1985-06-27 1994-11-02 三菱マテリアル株式会社 加工性の優れた高強度Ｔｉ合金材及びその製造方法
US4668290A (en) 1985-08-13 1987-05-26 Pfizer Hospital Products Group Inc. Dispersion strengthened cobalt-chromium-molybdenum alloy produced by gas atomization
US4714468A (en) 1985-08-13 1987-12-22 Pfizer Hospital Products Group Inc. Prosthesis formed from dispersion strengthened cobalt-chromium-molybdenum alloy produced by gas atomization
JPS62109956A (ja) 1985-11-08 1987-05-21 Sumitomo Metal Ind Ltd チタン合金の製造方法
JPS62127074A (ja) 1985-11-28 1987-06-09 三菱マテリアル株式会社 ＴｉまたはＴｉ合金製ゴルフシヤフト素材の製造法
JPS62149859A (ja) 1985-12-24 1987-07-03 Nippon Mining Co Ltd β型チタン合金線材の製造方法
EP0235075B1 (en) 1986-01-20 1992-05-06 Mitsubishi Jukogyo Kabushiki Kaisha Ni-based alloy and method for preparing same
JPS62227597A (ja) * 1986-03-28 1987-10-06 Sumitomo Metal Ind Ltd 固相接合用２相系ステンレス鋼薄帯
JPS62247023A (ja) 1986-04-19 1987-10-28 Nippon Steel Corp ステンレス厚鋼板の製造方法
DE3622433A1 (de) 1986-07-03 1988-01-21 Deutsche Forsch Luft Raumfahrt Verfahren zur verbesserung der statischen und dynamischen mechanischen eigenschaften von ((alpha)+ss)-titanlegierungen
JPS6349302A (ja) 1986-08-18 1988-03-02 Kawasaki Steel Corp 形鋼の製造方法
US4799975A (en) 1986-10-07 1989-01-24 Nippon Kokan Kabushiki Kaisha Method for producing beta type titanium alloy materials having excellent strength and elongation
JPH0784632B2 (ja) 1986-10-31 1995-09-13 住友金属工業株式会社 油井環境用チタン合金の耐食性改善方法
JPS63188426A (ja) 1987-01-29 1988-08-04 Sekisui Chem Co Ltd 板状材料の連続成形方法
FR2614040B1 (fr) 1987-04-16 1989-06-30 Cezus Co Europ Zirconium Procede de fabrication d'une piece en alliage de titane et piece obtenue
GB8710200D0 (en) 1987-04-29 1987-06-03 Alcan Int Ltd Light metal alloy treatment
JPH0694057B2 (ja) 1987-12-12 1994-11-24 新日本製鐵株式會社 耐海水性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法
JPH01272750A (ja) 1988-04-26 1989-10-31 Nippon Steel Corp α＋β型Ｔｉ合金展伸材の製造方法
JPH01279738A (ja) 1988-04-30 1989-11-10 Nippon Steel Corp 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JPH01279736A (ja) 1988-05-02 1989-11-10 Nippon Mining Co Ltd β型チタン合金材の熱処理方法
US4808249A (en) 1988-05-06 1989-02-28 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Method for making an integral titanium alloy article having at least two distinct microstructural regions
US4851055A (en) 1988-05-06 1989-07-25 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Method of making titanium alloy articles having distinct microstructural regions corresponding to high creep and fatigue resistance
US4888973A (en) 1988-09-06 1989-12-26 Murdock, Inc. Heater for superplastic forming of metals
US4857269A (en) 1988-09-09 1989-08-15 Pfizer Hospital Products Group Inc. High strength, low modulus, ductile, biopcompatible titanium alloy
CA2004548C (en) 1988-12-05 1996-12-31 Kenji Aihara Metallic material having ultra-fine grain structure and method for its manufacture
US4957567A (en) 1988-12-13 1990-09-18 General Electric Company Fatigue crack growth resistant nickel-base article and alloy and method for making
US4975125A (en) 1988-12-14 1990-12-04 Aluminum Company Of America Titanium alpha-beta alloy fabricated material and process for preparation
US5173134A (en) 1988-12-14 1992-12-22 Aluminum Company Of America Processing alpha-beta titanium alloys by beta as well as alpha plus beta forging
JPH02205661A (ja) 1989-02-06 1990-08-15 Sumitomo Metal Ind Ltd β型チタン合金製スプリングの製造方法
US4980127A (en) 1989-05-01 1990-12-25 Titanium Metals Corporation Of America (Timet) Oxidation resistant titanium-base alloy
US4943412A (en) 1989-05-01 1990-07-24 Timet High strength alpha-beta titanium-base alloy
US5366598A (en) 1989-06-30 1994-11-22 Eltech Systems Corporation Method of using a metal substrate of improved surface morphology
JPH0823053B2 (ja) 1989-07-10 1996-03-06 日本鋼管株式会社 加工性に優れた高強度チタン合金およびその合金材の製造方法ならびにその超塑性加工法
US5256369A (en) 1989-07-10 1993-10-26 Nkk Corporation Titanium base alloy for excellent formability and method of making thereof and method of superplastic forming thereof
US5074907A (en) 1989-08-16 1991-12-24 General Electric Company Method for developing enhanced texture in titanium alloys, and articles made thereby
JP2536673B2 (ja) 1989-08-29 1996-09-18 日本鋼管株式会社 冷間加工用チタン合金材の熱処理方法
US5041262A (en) 1989-10-06 1991-08-20 General Electric Company Method of modifying multicomponent titanium alloys and alloy produced
JPH03134124A (ja) 1989-10-19 1991-06-07 Agency Of Ind Science & Technol 耐エロージョン性に優れたチタン合金及びその製造方法
US5026520A (en) 1989-10-23 1991-06-25 Cooper Industries, Inc. Fine grain titanium forgings and a method for their production
JPH03138343A (ja) 1989-10-23 1991-06-12 Toshiba Corp ニッケル基合金部材およびその製造方法
US5169597A (en) 1989-12-21 1992-12-08 Davidson James A Biocompatible low modulus titanium alloy for medical implants
KR920004946B1 (ko) * 1989-12-30 1992-06-22 포항종합제철 주식회사 산세성이 우수한 오스테나이트 스테인레스강의 제조방법
JPH03264618A (ja) 1990-03-14 1991-11-25 Nippon Steel Corp オーステナイト系ステンレス鋼の結晶粒制御圧延法
US5244517A (en) 1990-03-20 1993-09-14 Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha Manufacturing titanium alloy component by beta forming
US5032189A (en) 1990-03-26 1991-07-16 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Method for refining the microstructure of beta processed ingot metallurgy titanium alloy articles
US5094812A (en) 1990-04-12 1992-03-10 Carpenter Technology Corporation Austenitic, non-magnetic, stainless steel alloy
JPH0436445A (ja) 1990-05-31 1992-02-06 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性チタン合金継目無管の製造方法
JP2841766B2 (ja) 1990-07-13 1998-12-24 住友金属工業株式会社 耐食性チタン合金溶接管の製造方法
JP2968822B2 (ja) 1990-07-17 1999-11-02 株式会社神戸製鋼所 高強度・高延性β型Ｔｉ合金材の製法
JPH04103737A (ja) 1990-08-22 1992-04-06 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度高靭性チタン合金およびその製造方法
KR920004946A (ko) * 1990-08-29 1992-03-28 한태희 Vga의 입출력 포트 액세스 회로
EP0479212B1 (en) 1990-10-01 1995-03-01 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Method for improving machinability of titanium and titanium alloys and free-cutting titanium alloys
JPH04143236A (ja) 1990-10-03 1992-05-18 Nkk Corp 冷間加工性に優れた高強度α型チタン合金
JPH04168227A (ja) * 1990-11-01 1992-06-16 Kawasaki Steel Corp オーステナイト系ステンレス鋼板又は鋼帯の製造方法
DE69128692T2 (de) 1990-11-09 1998-06-18 Toyoda Chuo Kenkyusho Kk Titanlegierung aus Sinterpulver und Verfahren zu deren Herstellung
RU2003417C1 (ru) 1990-12-14 1993-11-30 Всероссийский институт легких сплавов Способ получени кованых полуфабрикатов из литых сплавов системы TI - AL
FR2675818B1 (fr) 1991-04-25 1993-07-16 Saint Gobain Isover Alliage pour centrifugeur de fibres de verre.
FR2676460B1 (fr) 1991-05-14 1993-07-23 Cezus Co Europ Zirconium Procede de fabrication d'une piece en alliage de titane comprenant un corroyage a chaud modifie et piece obtenue.
US5219521A (en) 1991-07-29 1993-06-15 Titanium Metals Corporation Alpha-beta titanium-base alloy and method for processing thereof
US5360496A (en) 1991-08-26 1994-11-01 Aluminum Company Of America Nickel base alloy forged parts
US5374323A (en) 1991-08-26 1994-12-20 Aluminum Company Of America Nickel base alloy forged parts
DE4228528A1 (de) 1991-08-29 1993-03-04 Okuma Machinery Works Ltd Verfahren und vorrichtung zur metallblechverarbeitung
JP2606023B2 (ja) 1991-09-02 1997-04-30 日本鋼管株式会社 高強度高靭性α＋β型チタン合金の製造方法
CN1028375C (zh) 1991-09-06 1995-05-10 中国科学院金属研究所 一种钛镍合金箔及板材的制取工艺
GB9121147D0 (en) 1991-10-04 1991-11-13 Ici Plc Method for producing clad metal plate
JPH05117791A (ja) 1991-10-28 1993-05-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度高靱性で冷間加工可能なチタン合金
US5162159A (en) 1991-11-14 1992-11-10 The Standard Oil Company Metal alloy coated reinforcements for use in metal matrix composites
US5201967A (en) 1991-12-11 1993-04-13 Rmi Titanium Company Method for improving aging response and uniformity in beta-titanium alloys
JP3532565B2 (ja) 1991-12-31 2004-05-31 ミネソタ マイニング アンド マニュファクチャリング カンパニー 再剥離型低溶融粘度アクリル系感圧接着剤
JPH05195175A (ja) 1992-01-16 1993-08-03 Sumitomo Electric Ind Ltd 高疲労強度βチタン合金ばねの製造方法
US5226981A (en) 1992-01-28 1993-07-13 Sandvik Special Metals, Corp. Method of manufacturing corrosion resistant tubing from welded stock of titanium or titanium base alloy
JP2669261B2 (ja) 1992-04-23 1997-10-27 三菱電機株式会社 フォーミングレールの製造装置
US5399212A (en) 1992-04-23 1995-03-21 Aluminum Company Of America High strength titanium-aluminum alloy having improved fatigue crack growth resistance
US5277718A (en) 1992-06-18 1994-01-11 General Electric Company Titanium article having improved response to ultrasonic inspection, and method therefor
JPH0693389A (ja) 1992-06-23 1994-04-05 Nkk Corp 耐食性及び延靱性に優れた高Ｓｉ含有ステンレス鋼およびその製造方法
WO1994002656A1 (en) 1992-07-16 1994-02-03 Nippon Steel Corporation Titanium alloy bar suitable for producing engine valve
JP3839493B2 (ja) 1992-11-09 2006-11-01 日本発条株式会社 Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物からなる部材の製造方法
US5310522A (en) 1992-12-07 1994-05-10 Carondelet Foundry Company Heat and corrosion resistant iron-nickel-chromium alloy
FR2711674B1 (fr) 1993-10-21 1996-01-12 Creusot Loire Acier inoxydable austénitique à hautes caractéristiques ayant une grande stabilité structurale et utilisations.
US5358686A (en) 1993-02-17 1994-10-25 Parris Warren M Titanium alloy containing Al, V, Mo, Fe, and oxygen for plate applications
US5332545A (en) 1993-03-30 1994-07-26 Rmi Titanium Company Method of making low cost Ti-6A1-4V ballistic alloy
US5483480A (en) 1993-07-22 1996-01-09 Kawasaki Steel Corporation Method of using associative memories and an associative memory
FR2712307B1 (fr) 1993-11-10 1996-09-27 United Technologies Corp Articles en super-alliage à haute résistance mécanique et à la fissuration et leur procédé de fabrication.
JP3083225B2 (ja) 1993-12-01 2000-09-04 オリエント時計株式会社 チタン合金製装飾品の製造方法、および時計外装部品
JPH07179962A (ja) 1993-12-24 1995-07-18 Nkk Corp 連続繊維強化チタン基複合材料及びその製造方法
JP2988246B2 (ja) 1994-03-23 1999-12-13 日本鋼管株式会社 （α＋β）型チタン合金超塑性成形部材の製造方法
JP2877013B2 (ja) 1994-05-25 1999-03-31 株式会社神戸製鋼所 耐摩耗性に優れた表面処理金属部材およびその製法
US5442847A (en) 1994-05-31 1995-08-22 Rockwell International Corporation Method for thermomechanical processing of ingot metallurgy near gamma titanium aluminides to refine grain size and optimize mechanical properties
JPH0859559A (ja) 1994-08-23 1996-03-05 Mitsubishi Chem Corp ジアルキルカーボネートの製造方法
JPH0890074A (ja) 1994-09-20 1996-04-09 Nippon Steel Corp チタンおよびチタン合金線材の矯直方法
US5472526A (en) 1994-09-30 1995-12-05 General Electric Company Method for heat treating Ti/Al-base alloys
AU705336B2 (en) 1994-10-14 1999-05-20 Osteonics Corp. Low modulus, biocompatible titanium base alloys for medical devices
US5698050A (en) 1994-11-15 1997-12-16 Rockwell International Corporation Method for processing-microstructure-property optimization of α-β beta titanium alloys to obtain simultaneous improvements in mechanical properties and fracture resistance
US5759484A (en) 1994-11-29 1998-06-02 Director General Of The Technical Research And Developent Institute, Japan Defense Agency High strength and high ductility titanium alloy
JP3319195B2 (ja) 1994-12-05 2002-08-26 日本鋼管株式会社 α＋β型チタン合金の高靱化方法
US5547523A (en) 1995-01-03 1996-08-20 General Electric Company Retained strain forging of ni-base superalloys
BR9606325A (pt) 1995-04-14 1997-09-16 Nippon Steel Corp Aparelho para a produção de uma tira de aço inoxidável
US6059904A (en) 1995-04-27 2000-05-09 General Electric Company Isothermal and high retained strain forging of Ni-base superalloys
JPH08300044A (ja) 1995-04-27 1996-11-19 Nippon Steel Corp 棒線材連続矯正装置
US5600989A (en) 1995-06-14 1997-02-11 Segal; Vladimir Method of and apparatus for processing tungsten heavy alloys for kinetic energy penetrators
JP3531677B2 (ja) 1995-09-13 2004-05-31 株式会社東芝 チタン合金製タービンブレードの製造方法およびチタン合金製タービンブレード
JP3445991B2 (ja) 1995-11-14 2003-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 面内異方性の小さいα＋β型チタン合金材の製造方法
US5649280A (en) 1996-01-02 1997-07-15 General Electric Company Method for controlling grain size in Ni-base superalloys
JP3873313B2 (ja) 1996-01-09 2007-01-24 住友金属工業株式会社 高強度チタン合金の製造方法
US5759305A (en) 1996-02-07 1998-06-02 General Electric Company Grain size control in nickel base superalloys
JPH09215786A (ja) 1996-02-15 1997-08-19 Mitsubishi Materials Corp ゴルフクラブヘッドおよびその製造方法
US5861070A (en) 1996-02-27 1999-01-19 Oregon Metallurgical Corporation Titanium-aluminum-vanadium alloys and products made using such alloys
JP3838445B2 (ja) 1996-03-15 2006-10-25 本田技研工業株式会社 チタン合金製ブレーキローター及びその製造方法
EP0834586B1 (en) 1996-03-29 2002-09-04 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High strength titanium alloy, product made therefrom and method for producing the same
JPH1088293A (ja) 1996-04-16 1998-04-07 Nippon Steel Corp 粗悪燃料および廃棄物を燃焼する環境において耐食性を有する合金、該合金を用いた鋼管およびその製造方法
DE19743802C2 (de) 1996-10-07 2000-09-14 Benteler Werke Ag Verfahren zur Herstellung eines metallischen Formbauteils
RU2134308C1 (ru) 1996-10-18 1999-08-10 Институт проблем сверхпластичности металлов РАН Способ обработки титановых сплавов
JPH10128459A (ja) 1996-10-21 1998-05-19 Daido Steel Co Ltd リングの後方スピニング加工方法
IT1286276B1 (it) 1996-10-24 1998-07-08 Univ Bologna Metodo per la rimozione totale o parziale di pesticidi e/o fitofarmaci da liquidi alimentari e non mediante l'uso di derivati della
WO1998022629A2 (en) 1996-11-22 1998-05-28 Dongjian Li A new class of beta titanium-based alloys with high strength and good ductility
US6044685A (en) 1997-08-29 2000-04-04 Wyman Gordon Closed-die forging process and rotationally incremental forging press
US5897830A (en) 1996-12-06 1999-04-27 Dynamet Technology P/M titanium composite casting
US5795413A (en) 1996-12-24 1998-08-18 General Electric Company Dual-property alpha-beta titanium alloy forgings
JP3959766B2 (ja) 1996-12-27 2007-08-15 大同特殊鋼株式会社 耐熱性にすぐれたＴｉ合金の処理方法
FR2760469B1 (fr) 1997-03-05 1999-10-22 Onera (Off Nat Aerospatiale) Aluminium de titane utilisable a temperature elevee
US5954724A (en) 1997-03-27 1999-09-21 Davidson; James A. Titanium molybdenum hafnium alloys for medical implants and devices
US5980655A (en) 1997-04-10 1999-11-09 Oremet-Wah Chang Titanium-aluminum-vanadium alloys and products made therefrom
JPH10306335A (ja) 1997-04-30 1998-11-17 Nkk Corp （α＋β）型チタン合金棒線材およびその製造方法
US6071360A (en) 1997-06-09 2000-06-06 The Boeing Company Controlled strain rate forming of thick titanium plate
JPH11223221A (ja) 1997-07-01 1999-08-17 Nippon Seiko Kk 転がり軸受
US6569270B2 (en) 1997-07-11 2003-05-27 Honeywell International Inc. Process for producing a metal article
NO312446B1 (no) 1997-09-24 2002-05-13 Mitsubishi Heavy Ind Ltd Automatisk plateböyingssystem med bruk av höyfrekvent induksjonsoppvarming
US6594355B1 (en) 1997-10-06 2003-07-15 Worldcom, Inc. Method and apparatus for providing real time execution of specific communications services in an intelligent network
US20050047952A1 (en) 1997-11-05 2005-03-03 Allvac Ltd. Non-magnetic corrosion resistant high strength steels
FR2772790B1 (fr) 1997-12-18 2000-02-04 Snecma ALLIAGES INTERMETALLIQUES A BASE DE TITANE DU TYPE Ti2AlNb A HAUTE LIMITE D'ELASTICITE ET FORTE RESISTANCE AU FLUAGE
WO1999038627A1 (fr) 1998-01-29 1999-08-05 Amino Corporation Appareil de formage de plaques sans matrice
JP2002505382A (ja) 1998-03-05 2002-02-19 メムリー・コーポレイション 擬弾性ベータチタン合金およびその使用
KR19990074014A (ko) 1998-03-05 1999-10-05 신종계 선체 외판의 곡면가공 자동화 장치
US6032508A (en) 1998-04-24 2000-03-07 Msp Industries Corporation Apparatus and method for near net warm forging of complex parts from axi-symmetrical workpieces
JPH11309521A (ja) 1998-04-24 1999-11-09 Nippon Steel Corp ステンレス製筒形部材のバルジ成形方法
JPH11319958A (ja) 1998-05-19 1999-11-24 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 曲がりクラッド管およびその製造方法
EP0969109B1 (en) 1998-05-26 2006-10-11 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Titanium alloy and process for production
US20010041148A1 (en) 1998-05-26 2001-11-15 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Alpha + beta type titanium alloy, process for producing titanium alloy, process for coil rolling, and process for producing cold-rolled coil of titanium alloy
JP3452798B2 (ja) 1998-05-28 2003-09-29 株式会社神戸製鋼所 高強度β型Ｔｉ合金
US6632304B2 (en) 1998-05-28 2003-10-14 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Titanium alloy and production thereof
FR2779155B1 (fr) 1998-05-28 2004-10-29 Kobe Steel Ltd Alliage de titane et sa preparation
JP3417844B2 (ja) 1998-05-28 2003-06-16 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度Ｔｉ合金の製法
JP2000153372A (ja) 1998-11-19 2000-06-06 Nkk Corp 施工性に優れた銅または銅合金クラッド鋼板の製造方法
US6334912B1 (en) 1998-12-31 2002-01-01 General Electric Company Thermomechanical method for producing superalloys with increased strength and thermal stability
US6409852B1 (en) 1999-01-07 2002-06-25 Jiin-Huey Chern Biocompatible low modulus titanium alloy for medical implant
US6143241A (en) 1999-02-09 2000-11-07 Chrysalis Technologies, Incorporated Method of manufacturing metallic products such as sheet by cold working and flash annealing
US6187045B1 (en) 1999-02-10 2001-02-13 Thomas K. Fehring Enhanced biocompatible implants and alloys
JP3681095B2 (ja) 1999-02-16 2005-08-10 株式会社クボタ 内面突起付き熱交換用曲げ管
JP3268639B2 (ja) 1999-04-09 2002-03-25 独立行政法人産業技術総合研究所 強加工装置、強加工法並びに被強加工金属系材料
RU2150528C1 (ru) 1999-04-20 2000-06-10 ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение Сплав на основе титана
US6558273B2 (en) 1999-06-08 2003-05-06 K. K. Endo Seisakusho Method for manufacturing a golf club
KR100417943B1 (ko) 1999-06-11 2004-02-11 가부시키가이샤 도요다 쥬오 겐큐쇼 티탄 합금 및 이의 제조방법
JP2001071037A (ja) 1999-09-03 2001-03-21 Matsushita Electric Ind Co Ltd マグネシウム合金のプレス加工方法およびプレス加工装置
US6402859B1 (en) 1999-09-10 2002-06-11 Terumo Corporation β-titanium alloy wire, method for its production and medical instruments made by said β-titanium alloy wire
JP4562830B2 (ja) 1999-09-10 2010-10-13 トクセン工業株式会社 βチタン合金細線の製造方法
US7024897B2 (en) 1999-09-24 2006-04-11 Hot Metal Gas Forming Intellectual Property, Inc. Method of forming a tubular blank into a structural component and die therefor
RU2172359C1 (ru) 1999-11-25 2001-08-20 Государственное предприятие Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов Сплав на основе титана и изделие, выполненное из него
US6387197B1 (en) 2000-01-11 2002-05-14 General Electric Company Titanium processing methods for ultrasonic noise reduction
RU2156828C1 (ru) 2000-02-29 2000-09-27 Воробьев Игорь Андреевич СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ СТЕРЖНЕВЫХ ДЕТАЛЕЙ С ГОЛОВКАМИ ИЗ ДВУХФАЗНЫХ (α+β) ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
US6332935B1 (en) 2000-03-24 2001-12-25 General Electric Company Processing of titanium-alloy billet for improved ultrasonic inspectability
US6399215B1 (en) 2000-03-28 2002-06-04 The Regents Of The University Of California Ultrafine-grained titanium for medical implants
JP2001343472A (ja) 2000-03-31 2001-12-14 Seiko Epson Corp 時計用外装部品の製造方法、時計用外装部品及び時計
JP3753608B2 (ja) 2000-04-17 2006-03-08 株式会社日立製作所 逐次成形方法とその装置
US6532786B1 (en) 2000-04-19 2003-03-18 D-J Engineering, Inc. Numerically controlled forming method
US6197129B1 (en) 2000-05-04 2001-03-06 The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy Method for producing ultrafine-grained materials using repetitive corrugation and straightening
JP2001348635A (ja) 2000-06-05 2001-12-18 Nikkin Material:Kk 冷間加工性と加工硬化に優れたチタン合金
US6484387B1 (en) 2000-06-07 2002-11-26 L. H. Carbide Corporation Progressive stamping die assembly having transversely movable die station and method of manufacturing a stack of laminae therewith
AT408889B (de) 2000-06-30 2002-03-25 Schoeller Bleckmann Oilfield T Korrosionsbeständiger werkstoff
RU2169782C1 (ru) 2000-07-19 2001-06-27 ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение Сплав на основе титана и способ термической обработки крупногабаритных полуфабрикатов из этого сплава
RU2169204C1 (ru) 2000-07-19 2001-06-20 ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение Сплав на основе титана и способ термической обработки крупногабаритных полуфабрикатов из этого сплава
UA40862A (uk) 2000-08-15 2001-08-15 Інститут Металофізики Національної Академії Наук України Спосіб термо-механічної обробки високоміцних бета-титанових сплавів
US6877349B2 (en) 2000-08-17 2005-04-12 Industrial Origami, Llc Method for precision bending of sheet of materials, slit sheets fabrication process
JP2002069591A (ja) * 2000-09-01 2002-03-08 Nkk Corp 高耐食ステンレス鋼
UA38805A (uk) 2000-10-16 2001-05-15 Інститут Металофізики Національної Академії Наук України Сплав на основі титану
US6946039B1 (en) 2000-11-02 2005-09-20 Honeywell International Inc. Physical vapor deposition targets, and methods of fabricating metallic materials
JP2002146497A (ja) 2000-11-08 2002-05-22 Daido Steel Co Ltd Ｎｉ基合金の製造方法
US6384388B1 (en) 2000-11-17 2002-05-07 Meritor Suspension Systems Company Method of enhancing the bending process of a stabilizer bar
JP3742558B2 (ja) 2000-12-19 2006-02-08 新日本製鐵株式会社 高延性で板面内材質異方性の小さい一方向圧延チタン板およびその製造方法
JP4013761B2 (ja) 2001-02-28 2007-11-28 Ｊｆｅスチール株式会社 チタン合金棒材の製造方法
EP1375690B1 (en) 2001-03-26 2006-03-15 Kabushiki Kaisha Toyota Chuo Kenkyusho High strength titanium alloy and method for production thereof
US6539765B2 (en) 2001-03-28 2003-04-01 Gary Gates Rotary forging and quenching apparatus and method
US6536110B2 (en) 2001-04-17 2003-03-25 United Technologies Corporation Integrally bladed rotor airfoil fabrication and repair techniques
US6576068B2 (en) 2001-04-24 2003-06-10 Ati Properties, Inc. Method of producing stainless steels having improved corrosion resistance
CN1201028C (zh) 2001-04-27 2005-05-11 浦项产业科学研究院 具有优越热加工性能的高锰二联不锈钢及其制造方法
RU2203974C2 (ru) 2001-05-07 2003-05-10 ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение Сплав на основе титана
DE10128199B4 (de) 2001-06-11 2007-07-12 Benteler Automobiltechnik Gmbh Vorrichtung zur Umformung von Metallblechen
RU2197555C1 (ru) 2001-07-11 2003-01-27 Общество с ограниченной ответственностью Научно-производственное предприятие "Велес" СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ СТЕРЖНЕВЫХ ДЕТАЛЕЙ С ГОЛОВКАМИ ИЗ (α+β) ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
JP3934372B2 (ja) 2001-08-15 2007-06-20 株式会社神戸製鋼所 高強度および低ヤング率のβ型Ｔｉ合金並びにその製造方法
JP2003074566A (ja) 2001-08-31 2003-03-12 Nsk Ltd 転動装置
CN1159472C (zh) 2001-09-04 2004-07-28 北京航空材料研究院 钛合金准β锻造工艺
SE525252C2 (sv) 2001-11-22 2005-01-11 Sandvik Ab Superaustenitiskt rostfritt stål samt användning av detta stål
US6663501B2 (en) 2001-12-07 2003-12-16 Charlie C. Chen Macro-fiber process for manufacturing a face for a metal wood golf club
JP2005527699A (ja) 2001-12-14 2005-09-15 エイティーアイ・プロパティーズ・インコーポレーテッド ベータ型チタン合金を処理する方法
JP3777130B2 (ja) 2002-02-19 2006-05-24 本田技研工業株式会社 逐次成形装置
FR2836640B1 (fr) 2002-03-01 2004-09-10 Snecma Moteurs Produits minces en alliages de titane beta ou quasi beta fabrication par forgeage
JP2003285126A (ja) 2002-03-25 2003-10-07 Toyota Motor Corp 温間塑性加工方法
RU2217260C1 (ru) 2002-04-04 2003-11-27 ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ПРОМЕЖУТОЧНОЙ ЗАГОТОВКИ ИЗ α- И (α+β)-ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
US6786985B2 (en) 2002-05-09 2004-09-07 Titanium Metals Corp. Alpha-beta Ti-Ai-V-Mo-Fe alloy
JP2003334633A (ja) 2002-05-16 2003-11-25 Daido Steel Co Ltd 段付き軸形状品の製造方法
US7410610B2 (en) 2002-06-14 2008-08-12 General Electric Company Method for producing a titanium metallic composition having titanium boride particles dispersed therein
US6918974B2 (en) 2002-08-26 2005-07-19 General Electric Company Processing of alpha-beta titanium alloy workpieces for good ultrasonic inspectability
JP4257581B2 (ja) 2002-09-20 2009-04-22 株式会社豊田中央研究所 チタン合金およびその製造方法
DE60328822D1 (de) 2002-09-30 2009-09-24 Rinascimetalli Ltd Verfahren zur bearbeitung von metall
JP2004131761A (ja) 2002-10-08 2004-04-30 Jfe Steel Kk チタン合金製ファスナー材の製造方法
US6932877B2 (en) 2002-10-31 2005-08-23 General Electric Company Quasi-isothermal forging of a nickel-base superalloy
FI115830B (fi) * 2002-11-01 2005-07-29 Metso Powdermet Oy Menetelmä monimateriaalikomponenttien valmistamiseksi sekä monimateriaalikomponentti
US7008491B2 (en) 2002-11-12 2006-03-07 General Electric Company Method for fabricating an article of an alpha-beta titanium alloy by forging
CA2502575A1 (en) 2002-11-15 2004-06-03 University Of Utah Research Foundation Integral titanium boride coatings on titanium surfaces and associated methods
US20040099350A1 (en) 2002-11-21 2004-05-27 Mantione John V. Titanium alloys, methods of forming the same, and articles formed therefrom
US20050145310A1 (en) 2003-12-24 2005-07-07 General Electric Company Method for producing homogeneous fine grain titanium materials suitable for ultrasonic inspection
RU2321674C2 (ru) 2002-12-26 2008-04-10 Дженерал Электрик Компани Способ производства однородного мелкозернистого титанового материала (варианты)
US7010950B2 (en) 2003-01-17 2006-03-14 Visteon Global Technologies, Inc. Suspension component having localized material strengthening
JP4424471B2 (ja) 2003-01-29 2010-03-03 住友金属工業株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法
DE10303458A1 (de) 2003-01-29 2004-08-19 Amino Corp., Fujinomiya Verfahren und Vorrichtung zum Formen dünner Metallbleche
RU2234998C1 (ru) 2003-01-30 2004-08-27 Антонов Александр Игоревич Способ изготовления полой цилиндрической длинномерной заготовки (варианты)
JP4264754B2 (ja) 2003-03-20 2009-05-20 住友金属工業株式会社 高圧水素ガス用ステンレス鋼、その鋼からなる容器および機器
JP4209233B2 (ja) 2003-03-28 2009-01-14 株式会社日立製作所 逐次成形加工装置
JP3838216B2 (ja) 2003-04-25 2006-10-25 住友金属工業株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼
US20040221929A1 (en) 2003-05-09 2004-11-11 Hebda John J. Processing of titanium-aluminum-vanadium alloys and products made thereby
US7073559B2 (en) 2003-07-02 2006-07-11 Ati Properties, Inc. Method for producing metal fibers
JP4041774B2 (ja) 2003-06-05 2008-01-30 住友金属工業株式会社 β型チタン合金材の製造方法
US7785429B2 (en) 2003-06-10 2010-08-31 The Boeing Company Tough, high-strength titanium alloys; methods of heat treating titanium alloys
AT412727B (de) 2003-12-03 2005-06-27 Boehler Edelstahl Korrosionsbeständige, austenitische stahllegierung
JP4890262B2 (ja) 2003-12-11 2012-03-07 オハイオ ユニヴァーシティ チタン合金微細構造の精製方法および高温、高い歪み速度でのチタン合金の超塑性の形成
US7038426B2 (en) 2003-12-16 2006-05-02 The Boeing Company Method for prolonging the life of lithium ion batteries
JP2005281855A (ja) * 2004-03-04 2005-10-13 Daido Steel Co Ltd 耐熱オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法
US7837812B2 (en) 2004-05-21 2010-11-23 Ati Properties, Inc. Metastable beta-titanium alloys and methods of processing the same by direct aging
US7449075B2 (en) 2004-06-28 2008-11-11 General Electric Company Method for producing a beta-processed alpha-beta titanium-alloy article
RU2269584C1 (ru) 2004-07-30 2006-02-10 Открытое Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма" Сплав на основе титана
US20060045789A1 (en) 2004-09-02 2006-03-02 Coastcast Corporation High strength low cost titanium and method for making same
US7096596B2 (en) 2004-09-21 2006-08-29 Alltrade Tools Llc Tape measure device
US7601232B2 (en) 2004-10-01 2009-10-13 Dynamic Flowform Corp. α-β titanium alloy tubes and methods of flowforming the same
US7360387B2 (en) 2005-01-31 2008-04-22 Showa Denko K.K. Upsetting method and upsetting apparatus
US20060243356A1 (en) 2005-02-02 2006-11-02 Yuusuke Oikawa Austenite-type stainless steel hot-rolling steel material with excellent corrosion resistance, proof-stress, and low-temperature toughness and production method thereof
TWI276689B (en) 2005-02-18 2007-03-21 Nippon Steel Corp Induction heating device for a metal plate
JP5208354B2 (ja) 2005-04-11 2013-06-12 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼
RU2288967C1 (ru) * 2005-04-15 2006-12-10 Закрытое акционерное общество ПКФ "Проммет-спецсталь" Коррозионно-стойкий сплав и изделие, выполненное из него
US7984635B2 (en) 2005-04-22 2011-07-26 K.U. Leuven Research & Development Asymmetric incremental sheet forming system
RU2283889C1 (ru) 2005-05-16 2006-09-20 ОАО "Корпорация ВСМПО-АВИСМА" Сплав на основе титана
JP4787548B2 (ja) 2005-06-07 2011-10-05 株式会社アミノ 薄板の成形方法および装置
DE102005027259B4 (de) 2005-06-13 2012-09-27 Daimler Ag Verfahren zur Herstellung von metallischen Bauteilen durch Halbwarm-Umformung
US20070009858A1 (en) 2005-06-23 2007-01-11 Hatton John F Dental repair material
KR100677465B1 (ko) 2005-08-10 2007-02-07 이영화 판 굽힘용 장형 유도 가열기
US7531054B2 (en) 2005-08-24 2009-05-12 Ati Properties, Inc. Nickel alloy and method including direct aging
US8337750B2 (en) 2005-09-13 2012-12-25 Ati Properties, Inc. Titanium alloys including increased oxygen content and exhibiting improved mechanical properties
US7590481B2 (en) 2005-09-19 2009-09-15 Ford Global Technologies, Llc Integrated vehicle control system using dynamically determined vehicle conditions
JP4915202B2 (ja) 2005-11-03 2012-04-11 大同特殊鋼株式会社 高窒素オーステナイト系ステンレス鋼
US7669452B2 (en) 2005-11-04 2010-03-02 Cyril Bath Company Titanium stretch forming apparatus and method
AU2006331887B2 (en) 2005-12-21 2011-06-09 Exxonmobil Research And Engineering Company Corrosion resistant material for reduced fouling, heat transfer component with improved corrosion and fouling resistance, and method for reducing fouling
US7611592B2 (en) 2006-02-23 2009-11-03 Ati Properties, Inc. Methods of beta processing titanium alloys
JP5050199B2 (ja) 2006-03-30 2012-10-17 国立大学法人電気通信大学 マグネシウム合金材料製造方法及び装置並びにマグネシウム合金材料
US20090165903A1 (en) 2006-04-03 2009-07-02 Hiromi Miura Material Having Ultrafine Grained Structure and Method of Fabricating Thereof
KR100740715B1 (ko) 2006-06-02 2007-07-18 경상대학교산학협력단 집전체-전극 일체형 Ｔｉ-Ｎｉ계 합금-Ｎｉ황화물 소자
US7879286B2 (en) 2006-06-07 2011-02-01 Miracle Daniel B Method of producing high strength, high stiffness and high ductility titanium alloys
JP5187713B2 (ja) 2006-06-09 2013-04-24 国立大学法人電気通信大学 金属材料の微細化加工方法
EP2035593B1 (en) 2006-06-23 2010-08-11 Jorgensen Forge Corporation Austenitic paramagnetic corrosion resistant material
WO2008017257A1 (en) 2006-08-02 2008-02-14 Hangzhou Huitong Driving Chain Co., Ltd. A bended link plate and the method to making thereof
US20080103543A1 (en) 2006-10-31 2008-05-01 Medtronic, Inc. Implantable medical device with titanium alloy housing
JP2008200730A (ja) 2007-02-21 2008-09-04 Daido Steel Co Ltd Ｎｉ基耐熱合金の製造方法
CN101294264A (zh) 2007-04-24 2008-10-29 宝山钢铁股份有限公司 一种转子叶片用α+β型钛合金棒材制造工艺
US20080300552A1 (en) 2007-06-01 2008-12-04 Cichocki Frank R Thermal forming of refractory alloy surgical needles
CN100567534C (zh) 2007-06-19 2009-12-09 中国科学院金属研究所 一种高热强性、高热稳定性的高温钛合金的热加工和热处理方法
US20090000706A1 (en) 2007-06-28 2009-01-01 General Electric Company Method of controlling and refining final grain size in supersolvus heat treated nickel-base superalloys
DE102007039998B4 (de) 2007-08-23 2014-05-22 Benteler Defense Gmbh & Co. Kg Panzerung für ein Fahrzeug
RU2364660C1 (ru) 2007-11-26 2009-08-20 Владимир Валентинович Латыш Способ получения ультрамелкозернистых заготовок из титановых сплавов
JP2009138218A (ja) 2007-12-05 2009-06-25 Nissan Motor Co Ltd チタン合金部材及びチタン合金部材の製造方法
CN100547105C (zh) 2007-12-10 2009-10-07 巨龙钢管有限公司 一种x80钢弯管及其弯制工艺
CN103060718B (zh) 2007-12-20 2016-08-31 冶联科技地产有限责任公司 含有稳定元素的低镍奥氏体不锈钢
KR100977801B1 (ko) 2007-12-26 2010-08-25 주식회사 포스코 강도 및 연성이 우수한 저탄성 티타늄 합금 및 그 제조방법
US8075714B2 (en) 2008-01-22 2011-12-13 Caterpillar Inc. Localized induction heating for residual stress optimization
RU2368695C1 (ru) 2008-01-30 2009-09-27 Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") Способ получения изделия из высоколегированного жаропрочного никелевого сплава
DE102008014559A1 (de) 2008-03-15 2009-09-17 Elringklinger Ag Verfahren zum bereichsweisen Umformen einer aus einem Federstahlblech hergestellten Blechlage einer Flachdichtung sowie Einrichtung zur Durchführung dieses Verfahrens
CN102016090B (zh) 2008-05-22 2012-09-26 住友金属工业株式会社 原子能用高强度Ni基合金管及其制造方法
JP2009299110A (ja) 2008-06-11 2009-12-24 Kobe Steel Ltd 断続切削性に優れた高強度α−β型チタン合金
JP5299610B2 (ja) 2008-06-12 2013-09-25 大同特殊鋼株式会社 Ｎｉ−Ｃｒ−Ｆｅ三元系合金材の製造方法
US8226568B2 (en) 2008-07-15 2012-07-24 Nellcor Puritan Bennett Llc Signal processing systems and methods using basis functions and wavelet transforms
RU2392348C2 (ru) 2008-08-20 2010-06-20 Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") Коррозионно-стойкая высокопрочная немагнитная сталь и способ ее термодеформационной обработки
JP5315888B2 (ja) 2008-09-22 2013-10-16 Ｊｆｅスチール株式会社 α−β型チタン合金およびその溶製方法
CN101684530A (zh) 2008-09-28 2010-03-31 杭正奎 超耐高温镍铬合金及其制造方法
RU2378410C1 (ru) 2008-10-01 2010-01-10 Открытое акционерное общество "Корпорация ВСПМО-АВИСМА" Способ изготовления плит из двухфазных титановых сплавов
US8408039B2 (en) 2008-10-07 2013-04-02 Northwestern University Microforming method and apparatus
RU2383654C1 (ru) 2008-10-22 2010-03-10 Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" Наноструктурный технически чистый титан для биомедицины и способ получения прутка из него
US8430075B2 (en) 2008-12-16 2013-04-30 L.E. Jones Company Superaustenitic stainless steel and method of making and use thereof
CN102361706B (zh) 2009-01-21 2014-07-30 新日铁住金株式会社 弯曲加工金属材料及其制造方法
RU2393936C1 (ru) 2009-03-25 2010-07-10 Владимир Алексеевич Шундалов Способ получения ультрамелкозернистых заготовок из металлов и сплавов
US8578748B2 (en) 2009-04-08 2013-11-12 The Boeing Company Reducing force needed to form a shape from a sheet metal
US8316687B2 (en) 2009-08-12 2012-11-27 The Boeing Company Method for making a tool used to manufacture composite parts
CN101637789B (zh) 2009-08-18 2011-06-08 西安航天博诚新材料有限公司 一种电阻热张力矫直装置及矫直方法
JP2011121118A (ja) 2009-11-11 2011-06-23 Univ Of Electro-Communications 難加工性金属材料を多軸鍛造処理する方法、それを実施する装置、および金属材料
EP2503013B1 (en) 2009-11-19 2017-09-06 National Institute for Materials Science Heat-resistant superalloy
RU2425164C1 (ru) 2010-01-20 2011-07-27 Открытое Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма" Вторичный титановый сплав и способ его изготовления
US10053758B2 (en) 2010-01-22 2018-08-21 Ati Properties Llc Production of high strength titanium
DE102010009185A1 (de) 2010-02-24 2011-11-17 Benteler Automobiltechnik Gmbh Profilbauteil
CN102933331B (zh) 2010-05-17 2015-08-26 麦格纳国际公司 用于对具有低延展性的材料进行成形的方法和设备
CA2706215C (en) 2010-05-31 2017-07-04 Corrosion Service Company Limited Method and apparatus for providing electrochemical corrosion protection
US10207312B2 (en) 2010-06-14 2019-02-19 Ati Properties Llc Lubrication processes for enhanced forgeability
US9255316B2 (en) 2010-07-19 2016-02-09 Ati Properties, Inc. Processing of α+β titanium alloys
US8499605B2 (en) 2010-07-28 2013-08-06 Ati Properties, Inc. Hot stretch straightening of high strength α/β processed titanium
US9206497B2 (en) 2010-09-15 2015-12-08 Ati Properties, Inc. Methods for processing titanium alloys
US8613818B2 (en) 2010-09-15 2013-12-24 Ati Properties, Inc. Processing routes for titanium and titanium alloys
US20120067100A1 (en) 2010-09-20 2012-03-22 Ati Properties, Inc. Elevated Temperature Forming Methods for Metallic Materials
US20120076686A1 (en) 2010-09-23 2012-03-29 Ati Properties, Inc. High strength alpha/beta titanium alloy
US20120076611A1 (en) 2010-09-23 2012-03-29 Ati Properties, Inc. High Strength Alpha/Beta Titanium Alloy Fasteners and Fastener Stock
US10513755B2 (en) 2010-09-23 2019-12-24 Ati Properties Llc High strength alpha/beta titanium alloy fasteners and fastener stock
RU2441089C1 (ru) * 2010-12-30 2012-01-27 Юрий Васильевич Кузнецов КОРРОЗИОННО-СТОЙКИЙ СПЛАВ НА ОСНОВЕ Fe-Cr-Ni, ИЗДЕЛИЕ ИЗ НЕГО И СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ИЗДЕЛИЯ
JP2012140690A (ja) 2011-01-06 2012-07-26 Sanyo Special Steel Co Ltd 靭性、耐食性に優れた二相系ステンレス鋼の製造方法
CN103492099B (zh) 2011-04-25 2015-09-09 日立金属株式会社 阶梯锻造材料的制造方法
EP2702182B1 (en) 2011-04-29 2015-08-12 Aktiebolaget SKF A Method for the Manufacture of a Bearing
US8679269B2 (en) 2011-05-05 2014-03-25 General Electric Company Method of controlling grain size in forged precipitation-strengthened alloys and components formed thereby
CN102212716B (zh) 2011-05-06 2013-03-27 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 一种低成本的α+β型钛合金
US8652400B2 (en) 2011-06-01 2014-02-18 Ati Properties, Inc. Thermo-mechanical processing of nickel-base alloys
US9034247B2 (en) 2011-06-09 2015-05-19 General Electric Company Alumina-forming cobalt-nickel base alloy and method of making an article therefrom
ES2620310T3 (es) 2011-06-17 2017-06-28 Titanium Metals Corporation Método para la fabricación de chapas de aleación alfa-beta de Ti-Al-V-Mo-Fe
US20130133793A1 (en) 2011-11-30 2013-05-30 Ati Properties, Inc. Nickel-base alloy heat treatments, nickel-base alloys, and articles including nickel-base alloys
US9347121B2 (en) 2011-12-20 2016-05-24 Ati Properties, Inc. High strength, corrosion resistant austenitic alloys
US9050647B2 (en) 2013-03-15 2015-06-09 Ati Properties, Inc. Split-pass open-die forging for hard-to-forge, strain-path sensitive titanium-base and nickel-base alloys
US9869003B2 (en) * 2013-02-26 2018-01-16 Ati Properties Llc Methods for processing alloys
US9192981B2 (en) 2013-03-11 2015-11-24 Ati Properties, Inc. Thermomechanical processing of high strength non-magnetic corrosion resistant material
US9777361B2 (en) 2013-03-15 2017-10-03 Ati Properties Llc Thermomechanical processing of alpha-beta titanium alloys
JP6171762B2 (ja) 2013-09-10 2017-08-02 大同特殊鋼株式会社 Ｎｉ基耐熱合金の鍛造加工方法
US11111552B2 (en) 2013-11-12 2021-09-07 Ati Properties Llc Methods for processing metal alloys
US10094003B2 (en) 2015-01-12 2018-10-09 Ati Properties Llc Titanium alloy
US10502252B2 (en) 2015-11-23 2019-12-10 Ati Properties Llc Processing of alpha-beta titanium alloys

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4554028A (en) 1983-12-13 1985-11-19 Carpenter Technology Corporation Large warm worked, alloy article
EP1717330B1 (en) 2004-02-12 2018-06-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Metal tube for use in carburizing gas atmosphere

Also Published As

Publication number Publication date
MX368566B (es) 2019-10-04
AU2014221415A1 (en) 2015-04-09
BR112015008461B1 (pt) 2021-01-19
US20180073092A1 (en) 2018-03-15
US10570469B2 (en) 2020-02-25
CN104838020B (zh) 2018-10-09
UA116778C2 (uk) 2018-05-10
BR112015008461A8 (pt) 2017-10-03
US9869003B2 (en) 2018-01-16
JP6397432B2 (ja) 2018-09-26
US20140238552A1 (en) 2014-08-28
WO2014133718A1 (en) 2014-09-04
CA2885080A1 (en) 2014-09-04
ES2831609T3 (es) 2021-06-09
RU2690246C2 (ru) 2019-05-31
IL237935A0 (en) 2015-05-31
IL237935B (en) 2020-06-30
NZ706183A (en) 2020-01-31
KR20150120929A (ko) 2015-10-28
WO2014133718A9 (en) 2015-03-19
SG11201503306YA (en) 2015-06-29
MX2015004139A (es) 2015-07-06
AU2014221415B2 (en) 2018-08-23
JP2016513184A (ja) 2016-05-12
CA2885080C (en) 2021-04-06
BR112015008461A2 (pt) 2017-07-04
CN104838020A (zh) 2015-08-12
EP2898105B1 (en) 2020-09-02
RU2015112597A (ru) 2017-03-31
EP2898105A1 (en) 2015-07-29
MX2019011826A (es) 2019-12-09
ZA201502055B (en) 2021-09-29

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102218869B1 (ko) 합금을 가공하기 위한 방법
KR102325496B1 (ko) 고강도 비자성 부식 저항성 재료의 열기계적 가공
JP6278896B2 (ja) 高強度の耐腐食性オーステナイト系合金

Legal Events

Date Code Title Description
E902 Notification of reason for refusal
E90F Notification of reason for final refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant