RU2181776C2 - Steel treatment method - Google Patents
Steel treatment method Download PDFInfo
- Publication number
- RU2181776C2 RU2181776C2 RU2000100293A RU2000100293A RU2181776C2 RU 2181776 C2 RU2181776 C2 RU 2181776C2 RU 2000100293 A RU2000100293 A RU 2000100293A RU 2000100293 A RU2000100293 A RU 2000100293A RU 2181776 C2 RU2181776 C2 RU 2181776C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- deformation
- temperature
- carried out
- austenitic
- steels
- Prior art date
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
- C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
- C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Finish Polishing, Edge Sharpening, And Grinding By Specific Grinding Devices (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к области металлургии железа, более конкретно к изменению физических свойств стали путем деформации, в том числе горячей, и может быть использовано при обработке давлением заготовок и деталей высоконагруженных конструкций из сталей. The invention relates to the field of metallurgy of iron, and more particularly to a change in the physical properties of steel by deformation, including hot, and can be used in the pressure treatment of workpieces and parts of highly loaded steel structures.
Стали являются довольно технологичным материалом и хорошо поддаются обработке давлением. Как правило, стали деформируют в аустенитной области, где они имеют наиболее высокую технологическую пластичность. Известные способы обработки сталей в основном касаются формоизменения заготовок, а требуемые свойства обеспечиваются преимущественно термической обработкой. Steel is a fairly technologically advanced material and lends itself well to pressure treatment. As a rule, steels are deformed in the austenitic region, where they have the highest technological ductility. Known methods of processing steels mainly relate to the shape of the workpieces, and the required properties are provided mainly by heat treatment.
Известен способ обработки сталей в неаустенитной области [2]. Это специфическая схема обработки с целью получения листов определенной формы из малоуглеродистой стали. Сталь подвергают прокатке в интервале температур 200-800oС за ≥1 пропуск и отжигают при 400-900oС или прокатывают в интервале температур 300-Arз за ≥1 пропуск с обжатием ⊂35%.A known method of processing steels in the non-austenitic region [2]. This is a specific processing scheme in order to obtain sheets of a certain shape from mild steel. The steel is rolled in the temperature range 200-800 o C for ≥1 pass and annealed at 400-900 o C or rolled in the temperature range 300-A rz for ≥1 pass with a compression of ⊂35%.
Известные способы не решают проблемы получения высоких прочностных свойств за счет измельчения структуры. Более того, задача формирования субмикрокристаллической (СМК) структуры в сталях до недавнего времени не ставилась. Тогда как это весьма актуально, особенно для термически неупрочняемых сталей. При отсутствии нормального мартенситного превращения возможны два пути повышения прочности в сталях: 1) субструктурное упрочнение, 2) зернограничное упрочнение путем формирования субмикрокристаллической (СМК) и нанокристаллической (НК) структур, в том числе за счет использования деформационного мартенситного и обратного превращений в аустенитных и аустенито-ферритных сталях. Known methods do not solve the problem of obtaining high strength properties due to the refinement of the structure. Moreover, the task of forming a submicrocrystalline (SMC) structure in steels has not been posed until recently. Then it is very relevant, especially for thermally unstrengthened steels. In the absence of normal martensitic transformation, two ways to increase the strength in steels are possible: 1) substructural hardening, 2) grain-boundary hardening by the formation of submicrocrystalline (SMC) and nanocrystalline (NC) structures, including through the use of deformation martensitic and reverse transformations into austenitic and austenitic ferritic steels.
Субструктурное упрочнение заключается в создании в ходе деформации развитой субзеренной структуры. При этом требуется приложение значительных деформаций и достигается повышение прочности не более чем на 20-40%. Substructural hardening consists in creating a developed subgrain structure during deformation. At the same time, significant deformations are required and an increase in strength of no more than 20–40% is achieved.
Зернограничное упрочнение описывается соотношением Холла-Петча, согласно которому прочность находится в обратно пропорциональной зависимости от размера зерен. Причем обнаружено, что в области размеров зерен менее 1 мкм изменяется угол наклона зависимости Холла-Петча и имеет место резкий рост прочности. Формирование зерен СМК размеров также требует приложения больших деформаций, при этом возможно весьма эффективное (двух-трехкратное) упрочнение. Кроме высокой прочности, СМК и НК структурные состояния обеспечивают достижение уникальных свойств: повышенной вязкости, износостойкости и коррозионной стойкости, демпфирующих способностей и более низкой температуры порога хрупко-вязкого перехода. Grain-boundary hardening is described by the Hall-Petch relation, according to which the strength is inversely proportional to the grain size. Moreover, it was found that in the region of grain sizes less than 1 μm, the angle of inclination of the Hall-Petch dependence changes and there is a sharp increase in strength. The formation of grain size QMS grains also requires the application of large deformations, while very effective (two to three times) hardening is possible. In addition to high strength, SMK and NK, structural states ensure the achievement of unique properties: increased viscosity, wear and corrosion resistance, damping abilities and lower threshold temperature of the brittle-viscous transition.
Таким образом, актуальна проблема получения в сталях микроструктуры с размером зерен менее 1 мкм - субмикрокристаллической структуры. Thus, the urgent problem is the production in steels of a microstructure with a grain size of less than 1 μm — a submicrocrystalline structure.
Известен способ получения СМК структуры в аустенитных сталях, в котором, используя деформационное мартенситное и обратное α′-γ-превращения, формируют структуру аустенита с субмикронными зернами, обладающую как высокими прочностными характеристиками, так и хорошей коррозионной стойкостью. Сущность способа заключается в термомеханической обработке, включающей деформацию в изотермических условиях при 900-1000oС со степенью не менее 60% и закалку в воду после прекращения деформации, охлаждение при -196oС и деформацию для мартенситного превращения, нагрев непосредственно после холодной деформации при 630-650oС для обратного α′-γ-превращения. На стадии получения мелкозернистой структуры аустенита используют температурно-скоростные режимы и степень деформации, обеспечивающие динамическую рекристаллизацию (ДР) (SU 1733485, C 21 D 6/00, 15.05.1992).A known method of obtaining the SMC structure in austenitic steels, in which, using deformation martensitic and reverse α′-γ transformations, form an austenite structure with submicron grains, which has both high strength characteristics and good corrosion resistance. The essence of the method consists in thermomechanical treatment, including deformation in isothermal conditions at 900-1000 o With a degree of not less than 60% and quenching in water after cessation of deformation, cooling at -196 o C and deformation for martensitic transformation, heating immediately after cold deformation at 630-650 o With for the reverse α′-γ-transformation. At the stage of obtaining the fine-grained structure of austenite, temperature-speed regimes and a degree of deformation are used that provide dynamic recrystallization (DR) (SU 1733485, C 21
Однако данный способ применим к узкому кругу сталей, так как он может быть осуществлен только с использованием специфического механизма, а именно деформационного мартенситного превращения в аустенитной фазе. However, this method is applicable to a narrow circle of steels, since it can only be implemented using a specific mechanism, namely, deformation martensitic transformation in the austenitic phase.
Задача изобретения - получение мелкозернистой, преимущественно СМК структуры для широкого круга сталей. Дополнительной задачей изобретения является получение в аустенитных сталях НK структуры. The objective of the invention is to obtain a fine-grained, mainly SMK structure for a wide range of steels. An additional objective of the invention is to obtain in austenitic steels NK structure.
Поставленная задача решается способом обработки сталей, заключающимся в измельчении микроструктуры посредством пластической деформации, отличающимся тем, что обработку осуществляют в температурном интервале 1000-400oС за один или несколько этапов с поэтапным регламентированным снижением температуры до получения конечного размера зерен DКР, при этом непосредственно после каждого этапа деформации выше температуры последнего фазового превращения или температуры выделения вторичных фаз проводят охлаждение с регламентированной скоростью, предотвращающее перлитное превращение или подавляющее выделение вторичных фаз.The problem is solved by the method of processing steels, which consists in grinding the microstructure by means of plastic deformation, characterized in that the treatment is carried out in the temperature range of 1000-400 o With one or more stages with a stage-by-stage regulated decrease in temperature to obtain the final grain size D KR , while directly after each stage of deformation above the temperature of the last phase transformation or the temperature of allocation of the secondary phases, cooling is carried out at a regulated rate Strongly preventing pearlite transformation or vast selection of secondary phases.
Поставленная задача решается также, если:
- деформацию сталей, имеющих фазовые превращения, проводят в интервале 1000-400oС со снижением температуры на каждом последующем этапе, при этом деформацию на каждом последующем этапе ведут в другой фазовой области, но не более чем на 200oС в последней фазовой области;
- деформацию сталей, не имеющих фазовых превращений, проводят в интервале 1000-400oС со снижением температуры на каждом этапе на 50-200oС с учетом особенностей протекания динамической рекристаллизации и технологической пластичности стали;
- после проведения деформации в температурном интервале 1000-400oС осуществляют термообработку при температуре не выше температуры последнего этапа деформации;
- деформацию аустенитных и аустенито-ферритных нержавеющих сталей проводят в интервале 1000-800oС до получения размера зерен DКР=2...10 мкм, затем ведут деформацию при температуре ниже МД и осуществляют нагрев до 600-800oС;
- деформацию аустенитных и аустенито-ферритных нержавеющих сталей проводят в интервале 1000-400oС до получения размера зерен DКР≤1 мкм, после чего проводят деформацию при температуре ниже МД, а затем осуществляют нагрев до температуры обратного превращения 600-650oС;
- деформацию аустенитных и аустенито-ферритных нержавеющих сталей проводят в интервале 1000-800oС до получения размера зерен DКР=2...10 мкм, затем ведут деформацию при температуре ниже МД и осуществляют старение до температуры не выше 600oС;
- более конкретно, старение проводят в интервале 200-600oС;
- деформацию аустенитных и аустенито-ферритных нержавеющих сталей проводят при температуре ниже МД, затем проводят повторную деформацию в интервале 600-800oС;
- для аустенитных и аустенито-ферритных нержавеющих сталей после деформации при температуре ниже МД и повторной деформации в интервале температур 600-800oС снова проводят деформацию при температуре ниже МД и нагревают до температуры обратного превращения 600-650oС;
- деформацию при температуре ниже МД проводят в несколько переходов с промежуточными охлаждениями до температуры первого перехода;
- деформацию осуществляют в изотермических условиях.The task is also solved if:
- the deformation of steels having phase transformations is carried out in the range of 1000-400 o With a decrease in temperature at each subsequent stage, while the deformation at each subsequent stage is carried out in another phase region, but not more than 200 o With in the last phase region;
- the deformation of steels without phase transformations is carried out in the range of 1000-400 o With a decrease in temperature at each stage by 50-200 o With taking into account the peculiarities of the dynamic recrystallization and technological ductility of steel;
- after deformation in the temperature range of 1000-400 o With carry out heat treatment at a temperature not higher than the temperature of the last stage of deformation;
- the deformation of austenitic and austenitic-ferritic stainless steels is carried out in the range of 1000-800 o C to obtain a grain size D KP = 2 ... 10 μm, then they are deformed at a temperature below M D and heated to 600-800 o C;
- the deformation of austenitic and austenitic-ferritic stainless steels is carried out in the range of 1000-400 o C to obtain a grain size D KR ≤1 μm, after which they are deformed at a temperature below M D , and then heated to a temperature of reverse transformation of 600-650 o C ;
- the deformation of austenitic and austenitic-ferritic stainless steels is carried out in the range of 1000-800 o C to obtain a grain size D KP = 2 ... 10 μm, then they are deformed at a temperature below M D and aging is carried out to a temperature of not higher than 600 o C;
- more specifically, aging is carried out in the range of 200-600 o C;
- the deformation of austenitic and austenitic-ferritic stainless steels is carried out at a temperature below M D , then repeated deformation is carried out in the range of 600-800 o C;
- for austenitic and austenitic-ferritic stainless steels after deformation at a temperature below M D and repeated deformation in the temperature range of 600-800 o C, deformation is again carried out at a temperature below M D and heated to a temperature of reverse transformation of 600-650 o C;
- deformation at a temperature below M D is carried out in several transitions with intermediate cooling to the temperature of the first transition;
- the deformation is carried out in isothermal conditions.
Сущность изобретения поясняется следующим образом:
Горячая деформация как способ подготовки мелкозернистой микроструктуры для последующей сверхпластической деформации в технике известна. Измельчение микроструктуры при горячей деформации обеспечивается протеканием динамической рекристаллизации (ДР). Размер рекристаллизованных зерен является функцией температуры и скорости деформации, и для уменьшения размера зерен требуется снизить температуру деформации или увеличить скорость деформации. Однако со снижением температуры снижается технологическая пластичность сталей и затрудняется протекание ДР. Увеличение скорости деформации, с одной стороны, ограничено возможностями деформирующего оборудования, с другой стороны, существенным отставанием процесса ДР при слишком больших скоростях деформации. Поэтому только за счет протекания ДР практически трудно сформировать размер зерен менее 1 мкм.The invention is illustrated as follows:
Hot deformation as a method of preparing a fine-grained microstructure for subsequent superplastic deformation is known in the art. Grinding the microstructure during hot deformation is ensured by dynamic recrystallization (DR). The size of the recrystallized grains is a function of temperature and strain rate, and to reduce grain size, it is necessary to lower the strain temperature or increase the strain rate. However, with decreasing temperature, the technological ductility of steels decreases and the flow of DR becomes more difficult. The increase in the strain rate, on the one hand, is limited by the capabilities of the deforming equipment, on the other hand, the significant lag of the DR process at too high strain rates. Therefore, it is practically difficult to form a grain size of less than 1 μm only due to the occurrence of DR.
При создании изобретения экспериментально установлено, что получить мелкозернистую с преимущественно СМК и вплоть до НК размером зерен можно, используя совокупный эффект от ДР, фазовых превращений и регламентированного охлаждения между этапами. Так, если деформацией в области существования гомогенного твердого раствора получить достаточно малый размер зерен за счет полного протекания ДР, то при последующем распаде твердого раствора (превращение "аустенит --> феррит + цементит" или в сталях, не имеющих фазовых превращений, выделение частиц второй фазы (карбидов, карбонитридов, интерметаллидов и др. )) за счет образования дисперсных частиц формируются дополнительные границы, способствующие измельчению зерен вплоть до нанокристаллических размеров в температурном интервале с нижним пределом 400oС. Такие частицы в совокупности со сформировавшимся мелким зерном основной матричной фазы не снижают пластичность стали при деформации в области температур, когда ДР затруднена. Поэтому необходимо начинать деформацию в области температур существования гомогенного твердого раствора (выше АС3 или Асm для углеродистых и легированных сталей, выше температуры растворения сложных карбидов для сталей с матричной структурой) с постепенным ее регламентированным снижением. Верхний предел температурного интервала 1000oС выбран таким образом, чтобы на первых этапах деформации обеспечить измельчение зерен за счет протекания динамической рекристаллизации. Известно, что для подавляющего большинства сталей область горячей деформации, во время которой формируется рекристаллизованная структура, находится в районе 0,5-0,8 ТПЛ, то есть в интервале 800-1250oС. Деформация выше 1000oС нецелесообразна из-за роста зерен ввиду протекания собирательной рекристаллизации и активизации процессов возврата. При этом температуру первого этапа рекомендуется выбирать с учетом размера зерен в исходной заготовке: если в исходной заготовке структура очень крупнозернистая или литая, деформацию на первом этапе рекомендуется проводить при температурах 1000-950oС. Если размер зерен в исходной заготовке не превышает 10-20 мкм, то рекомендуется выбирать температуру первого этапа деформации в интервале 900-800oС. Нижняя граница температурного интервала 400oС установлена экспериментально и применима практически для всех сталей. Деформация ниже температуры 400oС не рекомендуется из-за низкой технологической пластичности сталей.When creating the invention, it was experimentally established that it is possible to obtain fine-grained with predominantly SMK and up to NK grain size using the combined effect of DR, phase transformations, and regulated cooling between stages. So, if a deformation in the region of existence of a homogeneous solid solution yields a sufficiently small grain size due to the complete flow of DR, then with subsequent decomposition of the solid solution (transformation "austenite -> ferrite + cementite" or in steels that do not have phase transformations, the second particles phases (carbides, carbonitrides, intermetallic compounds, etc.)) due to the formation of dispersed particles, additional boundaries are formed that contribute to grain refinement up to nanocrystalline sizes in the temperature range from the
Таким образом, температуру между этапами снижают на величину, регламентированную особенностями протекания ДР и фазовых превращений, но не вызывающую существенного уменьшения технологической пластичности. Thus, the temperature between the stages is reduced by an amount regulated by the characteristics of the flow of DR and phase transformations, but not causing a significant decrease in technological plasticity.
В условиях многоэтапной обработки необходимы стадии охлаждения от температуры деформации предыдущего этапа и нагрев до температуры деформации следующего этапа. При этом неизбежны переходы через критические температуры. При снижении температуры при переходе из одной фазовой области в другую необходимо учитывать факт появления избыточных фаз (цементит в углеродистых сталях, карбиды, интерметаллиды и др.) в виде пластин или крупных частиц. Under conditions of multi-stage processing, cooling steps are required from the deformation temperature of the previous stage and heating to the deformation temperature of the next stage. In this case, transitions through critical temperatures are inevitable. When the temperature decreases during the transition from one phase region to another, it is necessary to take into account the fact of the appearance of excess phases (cementite in carbon steels, carbides, intermetallic compounds, etc.) in the form of plates or large particles.
Так, в углеродистых сталях медленное охлаждение от температур области гомогенного твердого раствора вызовет перлитное превращение с образованием пластинчатого (хрупкого) цементита. Наличие в микроструктуре достаточно крупных областей с различной деформируемостью (феррита и перлита с пластинчатым цементитом) может привести к негомогенной деформации в объеме заготовки и не благоприятствует протеканию ДР в матричной фазе. Поэтому каждый раз, когда температура этапа деформации превышает температуру А1, необходимо регламентировать скорость охлаждения, чтобы предотвратить перлитное превращение. При этом фиксируется пересыщенный твердый раствор-мартенсит.So, in carbon steels, slow cooling from the temperature of the region of a homogeneous solid solution will cause pearlite transformation with the formation of lamellar (brittle) cementite. The presence in the microstructure of sufficiently large regions with different deformability (ferrite and perlite with lamellar cementite) can lead to inhomogeneous deformation in the bulk of the preform and does not favor the occurrence of DR in the matrix phase. Therefore, each time the temperature of the deformation step exceeds the temperature A 1 , it is necessary to regulate the cooling rate in order to prevent pearlite transformation. In this case, a supersaturated martensite solid solution is fixed.
В сталях с матричной структурой, не имеющих фазовых превращений в интервале температур 1000-400oС, при медленном охлаждении в температурной области выше температуры растворения избыточных фаз образуются крупные частицы второй фазы (карбиды, интерметаллиды и др.), расположенные преимущественно по границам зерен, которые отрицательно влияют на гомогенность деформации в объеме материала. И как было сказано выше, за счет образования дисперсных частиц формируются дополнительные границы, благоприятствующие протеканию ДР и измельчению зерен. Поэтому, когда температура деформации превышает температуру растворения избыточных фаз, необходимо регламентировать скорость охлаждения для предотвращения формирования крупных частиц.In steels with a matrix structure that do not have phase transformations in the temperature range 1000-400 o С, when slowly cooled in the temperature range above the dissolution temperature of the excess phases, large particles of the second phase (carbides, intermetallic compounds, etc.) are formed, located mainly at the grain boundaries, which negatively affect the homogeneity of the deformation in the volume of the material. And as mentioned above, due to the formation of dispersed particles, additional boundaries are formed that favor the flow of DR and grain refinement. Therefore, when the deformation temperature exceeds the dissolution temperature of the excess phases, it is necessary to regulate the cooling rate to prevent the formation of large particles.
Таким образом, при охлаждении между этапами деформации, если температура этапа превышает температуру, когда еще в материале имеется твердый раствор, скорость охлаждения необходимо регламентировать с целью предотвратить выделение крупных частиц избыточных фаз. Thus, during cooling between deformation stages, if the temperature of the stage exceeds the temperature when there is still a solid solution in the material, the cooling rate must be regulated in order to prevent the release of large particles of excess phases.
Скорость охлаждения также необходимо регламентировать для подавления метадинамической рекристаллизации, роста зерен и сохранения сформировавшейся в ходе деформации дислокационной структуры, что важно для дальнейшего измельчения зерен на последующих этапах обработки. The cooling rate also needs to be regulated to suppress metadynamic recrystallization, grain growth and preservation of the dislocation structure formed during deformation, which is important for further grain refinement at subsequent processing stages.
Известно решение [7], в котором измельчение зерен с целью повышения прочности достигают за счет протекания ДР. Известно решение [6], в котором СМК размер зерен в аустенитных сталях достигается за счет совокупности ДР, деформационного мартенситного и обратного мартенситного превращений. Известно, что мартенситное превращение всегда приводит к существенному измельчению структуры. В известном решении [6] используются как бы два самостоятельных механизма, влияющих на процесс преобразования микроструктуры. В предлагаемом решении использованы фазовые превращения не только мартенситного характера. Совокупность динамической рекристаллизации, фазовых превращений и регламентированного охлаждения, необходимого для создания условий измельчения зерен при многоэтапной обработке, является новой и неочевидной. Она позволяет получить структуры с размером зерен вплоть до нанокристаллических в широком круге сталей. A solution is known [7], in which grain grinding in order to increase strength is achieved due to the flow of DR. A solution is known [6], in which the QMS grain size in austenitic steels is achieved due to the combination of DR, deformation martensitic and reverse martensitic transformations. It is known that martensitic transformation always leads to a significant refinement of the structure. In the well-known solution [6], two independent mechanisms are used, which influence the process of microstructure transformation. In the proposed solution, phase transformations of not only martensitic nature were used. The combination of dynamic recrystallization, phase transformations, and regulated cooling, necessary to create the conditions for grain grinding during multi-stage processing, is new and not obvious. It allows one to obtain structures with grain sizes up to nanocrystalline in a wide range of steels.
Дополнительные признаки влияют на сущность изобретения следующим образом. Additional features affect the invention as follows.
Для сталей, имеющих фазовые превращения в температурном интервале 1000-400oС, температуру деформации от этапа к этапу снижают таким образом, что каждый последующий этап деформации происходит в другой фазовой области. Это позволяет использовать фазовое превращение для измельчения зерен. Так, для углеродистых сталей первый этап деформации проводят в аустенитной области выше АС3 или АСm (1000-750oС), где в результате протекания ДР зерна аустенита измельчаются, как установлено экспериментально, до 10...4 мкм. Второй этап деформации проводят в области межкритических температур (в двухфазной области) АС3-А1 или АСm-A1 (900-723oC), при этом ДР протекает в обеих матричных фазах. Следующий этап деформации проводят ниже температуры А1. На этой и последующих этапах деформации нагрев и охлаждение не сопровождаются фазовыми превращениями. Поэтому снижение температуры регламентируют только размером формирующихся кристаллитов (зерен, субзерен, фрагментов) и технологической пластичностью стали. В последней фазовой области снижать температуру этапа рекомендуется не более чем на 200oС с учетом технологической пластичности.For steels having phase transformations in the temperature range of 1000-400 o C, the temperature of the deformation from stage to stage is reduced so that each subsequent stage of deformation occurs in a different phase region. This allows the use of phase transformation for grinding grains. So, for carbon steels, the first stage of deformation is carried out in the austenitic region above A C3 or A Cm (1000-750 o C), where, as a result of DR, austenite grains are ground, as established experimentally, to 10 ... 4 μm. The second stage of deformation is carried out in the region of intercritical temperatures (in the two-phase region) A C3 -A 1 or A Cm -A 1 (900-723 o C), while DR occurs in both matrix phases. The next stage of deformation is carried out below the temperature And 1 . At this and subsequent stages of deformation, heating and cooling are not accompanied by phase transformations. Therefore, the temperature decrease is regulated only by the size of the forming crystallites (grains, subgrains, fragments) and the technological ductility of steel. In the last phase region, it is recommended to lower the stage temperature by no more than 200 o С, taking into account technological plasticity.
Для сталей, не имеющих фазовых превращений в температурном интервале 1000-400oС, деформацию проводят со снижением температуры на каждом следующем этапе на 50-200oС с учетом особенностей протекания ДР и технологической пластичности стали. Так, в аустенитных сталях эффективное уменьшение размера зерен в результате ДР происходит в интервале температур 1000-800oС, поэтому в этом интервале рекомендуется снижение температуры этапа на 50-100oС, чтобы максимально использовать преимущества ДР для измельчения зерен. В области температур 800-400oС протекание ДР затрудняется и снижается технологическая пластичность сталей. Поэтому в этом интервале рекомендуется снижение температуры на 100-200oС.For steels that do not have phase transformations in the temperature range of 1000-400 o C, the deformation is carried out with a decrease in temperature at each next stage by 50-200 o C, taking into account the characteristics of the flow of DR and technological ductility of steel. So, in austenitic steels, an effective decrease in grain size as a result of DR occurs in the temperature range of 1000-800 o С, therefore, in this interval it is recommended to lower the temperature of the stage by 50-100 o С in order to maximize the advantages of DR for grinding grain. In the temperature range 800-400 o With the flow of DR is hindered and decreases the technological ductility of steels. Therefore, in this interval, it is recommended that the temperature drop by 100-200 o C.
В ферритных сталях из-за высокой скорости возврата трудно достичь эффективного измельчения зерен в интервале 1000-700oС. Экспериментально установлено, что размер динамически рекристаллизованных зерен в ферритной стали на порядок больше, чем в аустенитной стали, при одной и той же температуре деформации. Поэтому в области температур 1000-700oС рекомендуется снижение температуры от этапа к этапу на 100-200oС. В области температур 700-400oС требуется приложение больших деформаций, поэтому следует снижать температуру этапа на 50-100oС.In ferritic steels, due to the high rate of return, it is difficult to achieve effective grain grinding in the range of 1000-700 o C. It has been experimentally established that the size of dynamically recrystallized grains in ferritic steel is an order of magnitude larger than in austenitic steel at the same strain temperature. Therefore, in the temperature range of 1000-700 o C, it is recommended that the temperature decrease from stage to stage by 100-200 o C. In the temperature range of 700-400 o C, large deformations are required; therefore, the temperature of the stage should be reduced by 50-100 o C.
При деформации в температурной области 600-400oС протекание ДР затруднено и в материале накапливаются большие напряжения. Поэтому целесообразно после деформации на последних этапах проводить термообработку для трансформации субзерен и фрагментов в зерна и для уменьшения напряжений. При этом температура термообработки не должна превышать температуру последнего этапа деформации, чтобы предотвратить рост сформировавшихся СМК зерен.During deformation in the temperature range of 600-400 o With the flow of DR is difficult and large stresses accumulate in the material. Therefore, it is advisable to carry out heat treatment after deformation in the last stages to transform subgrains and fragments into grains and to reduce stresses. In this case, the temperature of the heat treatment should not exceed the temperature of the last stage of deformation in order to prevent the growth of the formed QMS grains.
В аустенитных и аустенито-ферритных нержавеющих сталях возможно использование мартенситного превращения для измельчения зерен или получения определенного комплекса свойств. При этом достаточно проводить деформацию в температурном интервале 1000-800oС до получения размера зерен DКР=2...10 мкм. Экспериментально установлено, что при таком размере аустенитного зерна и наличии определенной дислокационной структуры, сформированной в ходе деформации, удается получить высокодисперсный "бесструктурный" мартенсит при деформации при температуре ниже температуры МД. При обратном α′-γ-превращении размер зерен вновь образовавшегося аустенита определяется толщиной мартенситных пластин, за счет чего достигается субмикронная структура аустенита с размером зерен 0,1-0,3 мкм.In austenitic and austenitic-ferritic stainless steels, it is possible to use martensitic transformation to grind grains or to obtain a certain set of properties. In this case, it is sufficient to carry out the deformation in the temperature range of 1000-800 o C to obtain the grain size D KP = 2 ... 10 microns. It was experimentally established that with such an austenitic grain size and the presence of a certain dislocation structure formed during deformation, it is possible to obtain highly dispersed "structureless" martensite upon deformation at a temperature below the temperature M D. In the reverse α'-γ transformation, the grain size of the newly formed austenite is determined by the thickness of the martensitic plates, due to which a submicron austenite structure with a grain size of 0.1-0.3 μm is achieved.
Сталь, содержащая мартенсит деформации, имеет высокую прочность, но низкую пластичность. Подбором режимов нагрева можно получить широкий спектр структур и свойств сталей. Steel containing deformation martensite has high strength but low ductility. The selection of heating modes allows you to get a wide range of structures and properties of steels.
Нагрев в интервале температур 600-800oС вызывает обратное α′-γ-превращение с формированием структуры аустенита. Нижний предел 600oС обусловлен тем, что обратное превращение ниже указанной температуры не происходит. В интервале температур 600-800oС формируется структура аустенита с размером зерен от 0,15 до 1 мкм. Нагрев выше 800oС не рекомендуется из-за роста зерен до размеров более 1 мкм.Heating in the temperature range 600-800 o With causes the reverse α′-γ-transformation with the formation of the structure of austenite. The lower limit of 600 o With due to the fact that the reverse transformation below the specified temperature does not occur. In the temperature range of 600-800 o With the structure of austenite is formed with a grain size of from 0.15 to 1 μm. Heating above 800 o C is not recommended due to grain growth to sizes greater than 1 micron.
Старение ниже температур 600oС не вызывает обратного α′-γ-превращения и рекомендуется для получения заданных свойств. При этом старение ниже температуры 200oС не рекомендуется, так как не происходит распад мартенсита, что приводит к низкой пластичности стали. Нагрев выше температуры 600oС вызывает обратное α′-γ-превращение. В интервале температур 200-600oС формируется структура состаренного мартенсита с высоким комплексом свойств.Aging below temperatures of 600 o With does not cause reverse α′-γ-transformation and is recommended to obtain the desired properties. In this case, aging below a temperature of 200 o C is not recommended, since martensite does not decompose, which leads to low ductility of steel. Heating above a temperature of 600 o With causes the reverse α′-γ-transformation. In the temperature range 200-600 o C, the structure of aged martensite with a high complex of properties is formed.
Для аустенитных и аустенито-ферритных нержавеющих сталей, в которых после деформации при температуре 1000-400oС получен размер зерен DКР ≤1 мкм, проводят повторную деформацию при температуре ниже МД. В этом случае формируются пластины мартенсита нанометрической толщины. Последующий нагрев для получения зерен нанокристаллического размера рекомендуется проводить при температурах 600-650oС, чтобы осуществить обратное превращение, но предотвратить рост НК зерен.For austenitic and austenitic-ferritic stainless steels in which, after deformation at a temperature of 1000-400 o C, the grain size D КР ≤1 μm is obtained, repeated deformation is carried out at a temperature below M D. In this case, martensite plates of nanometric thickness are formed. Subsequent heating to obtain grains of nanocrystalline size is recommended to be carried out at temperatures of 600-650 o With in order to carry out the reverse transformation, but to prevent the growth of NC grains.
Деформацию при температуре ниже МД проводят за несколько переходов с промежуточными охлаждениями до температуры первого перехода. Это вызвано тем, что температура МД для большинства сталей находится в области отрицательных температур, где технологическая пластичность ограничена, а материал быстро упрочняется. Во избежание преждевременного разрушения целесообразно проводить деформацию с малыми степенями в несколько переходов. При этом заготовка неизбежно нагревается выше температур МД, поэтому рекомендуется проводить промежуточные охлаждения до температуры первого перехода.Deformation at temperatures below M D is carried out for several transitions with intermediate cooling to the temperature of the first transition. This is because the temperature M D for most steels is in the region of negative temperatures, where technological ductility is limited, and the material quickly hardens. In order to avoid premature failure, it is advisable to carry out deformation with small degrees in several transitions. In this case, the workpiece inevitably heats above the temperature M D , therefore, it is recommended to carry out intermediate cooling to the temperature of the first transition.
С целью дальнейшего измельчения зерен и получения зерен нанокристаллических размеров в аустенитных и аустенито-ферритных нержавеющих сталях после деформации при температуре ниже МД проводят повторную деформацию в интервале температур 600-800oС. При этом обратное α′-γ-превращение протекает в условиях деформации, когда не только формируются СМК зерна, но и создается определенная дислокационная структура, благоприятная для последующего деформационного мартенситного превращения. Температуру деформации рекомендуется выбирать не ниже 600oС, чтобы обеспечить обратное α′-γ-превращение и не выше 800oС для того, чтобы предотвратить получение размера зерен более 1 мкм.In order to further grind the grains and obtain grains of nanocrystalline sizes in austenitic and austenitic-ferritic stainless steels after deformation at a temperature below M D , repeated deformation is carried out in the temperature range 600-800 o C. In this case, the reverse α′-γ transformation occurs under conditions of deformation when not only the SMC of the grain is formed, but also a certain dislocation structure is created that is favorable for the subsequent deformation martensitic transformation. It is recommended that a temperature of deformation of at least 600 ° C. be selected to ensure the inverse α′-γ transformation and not higher than 800 ° C. in order to prevent a grain size of more than 1 μm from being obtained.
После деформации в интервале температур 600-800oС проводят повторную деформацию при температуре ниже МД. В этом случае формируются пластины мартенсита нанометрической толщины. Последующий нагрев для получения зерен нанокристаллического размера рекомендуется проводить при температурах 600-650oС, чтобы прошло обратное превращение, но предотвратить рост НК зерен.After deformation in the temperature range 600-800 o With conduct repeated deformation at a temperature below M D. In this case, martensite plates of nanometric thickness are formed. Subsequent heating to obtain grains of nanocrystalline size is recommended to be carried out at temperatures of 600-650 o With in order to undergo a reverse transformation, but to prevent the growth of NC grains.
Следует отметить, что задача получения НК структуры трудноразрешима из-за пониженной технологической пластичности сталей с СМК структурой по сравнению с исходной структурой. В этом случае рекомендуется применять специальные приспособления, обеспечивающие благоприятную схему деформирования, в частности условия всестороннего сжатия. It should be noted that the task of obtaining the NC structure is intractable due to the reduced technological plasticity of steels with a SMC structure compared to the initial structure. In this case, it is recommended to use special devices that provide a favorable deformation scheme, in particular, the conditions of comprehensive compression.
Кроме того, рекомендуется проводить деформацию в изотермических условиях для обеспечения максимальной технологической пластичности в данных температурно-скоростных условиях. Это особенно важно для температур, при которых стали демонстрируют пониженную пластичность. Поэтому, по возможности, деформирующее оборудование (пресс, прокатные станы) следует оснастить изотермическим блоком. In addition, it is recommended that the deformation be carried out in isothermal conditions to ensure maximum technological plasticity in these temperature and speed conditions. This is especially important for temperatures at which steels exhibit reduced ductility. Therefore, if possible, deforming equipment (press, rolling mills) should be equipped with an isothermal unit.
Изобретение иллюстрируется следующими графическими материалами:
На фиг. 1 представлено фото микроструктуры стали 3 класса углеродистых: (а) - исходная структура до обработки, (б) - СМК структура после обработки.The invention is illustrated by the following graphic materials:
In FIG. 1 shows a photo of the microstructure of steel 3 of the carbon class: (a) the initial structure before processing, (b) the SMC structure after processing.
На фиг.2 представлено фото микроструктуры нержавеющей стали 13Х25Т ферритного класса: (а) - исходная структура до обработки, (б) - СМК структура после обработки. Figure 2 presents a photo of the microstructure of stainless steel 13X25T ferrite class: (a) the initial structure before processing, (b) the QMS structure after processing.
На фиг. 3 представлено фото микроструктуры нержавеющей стали 10Х17Н8М2 аустенитного класса: (а) - исходная структура до обработки, (б) - СМК структура после обработки. In FIG. Figure 3 shows a photo of the microstructure of austenitic grade 10Kh17N8M2 stainless steel: (a) the initial structure before processing, (b) the QMS structure after processing.
На фиг. 4 представлено фото микроструктуры нержавеющей стали 12Х18Н10Т аустенитного класса: (а) - исходная структура до обработки, (б) - СМК структура после обработки. In FIG. Figure 4 shows a photo of the microstructure of austenitic 12X18H10T stainless steel: (a) the initial structure before processing, (b) the QMS structure after processing.
На фиг.5 представлено фото микроструктуры нержавеющей стали 12Х21Н5Т аустенито-ферритного класса: (а) - исходная структура до обработки, (б) - СМК структура после обработки. Figure 5 presents a photo of the microstructure of stainless steel 12X21H5T austenitic-ferritic class: (a) the initial structure before processing, (b) the QMS structure after processing.
Примеры конкретного выполнения способа
Пример 1
Исходная заготовка - пруток малоуглеродистой стали 3, содержащей, мас.%: С - 0,14-0,22, Mn-Si - 0,05-0,3, примесей не более Р≤0,04, S≤0,05, Cr≤0,3, Ni≤0,3, Cu≤0,3, As≤0,08, размером ⌀40х60 мм; исходная микроструктура - зерна феррита и колонии перлита размером около 20 мкм. Критические температуры для данной стали: АC3=850oС (Аr3=835oС), AC1=735oC (Аr1=680oС).Examples of specific performance of the method
Example 1
The initial billet is a bar of mild steel 3 containing, wt.%: C - 0.14-0.22, Mn-Si - 0.05-0.3, impurities no more than P≤0.04, S≤0.05 , Cr≤0.3, Ni≤0.3, Cu≤0.3, As≤0.08, size ⌀40x60 mm; initial microstructure — grains of ferrite and perlite colony about 20 microns in size. The critical temperatures for this steel are: A C3 = 850 o C (A r3 = 835 o C), A C1 = 735 o C (A r1 = 680 o C).
Заготовку нагревают в печи электросопротивления до температуры 900oС (выше АC3) и выдерживают для образования однородного твердого раствора аустенита. (Время нагрева до заданной температуры выбираем из расчета 1 мин на 1 мм сечения, время выдержки не менее 30 минут.). Затем нагретую заготовку переносят на гидравлический пресс в изотермический блок и деформируют при температуре 900oС со скоростью 10-3-10-2 с-1 между плоскими бойками осадкой за три перехода с переменой оси деформации на 90o, степень деформации на каждом переходе 50%. Степень деформации 50% на каждом переходе выбрана таким образом, чтобы обеспечить протекание динамической рекристаллизации для эффективного измельчения зерен. В результате развития ДР зерна аустенита измельчаются до 5-10 мкм. Непосредственно после окончания деформации заготовку закаливают в воду для предотвращения перлитного превращения. Таким образом, первый этап деформации проводят в аустенитной области. В результате закалки образуется мартенсит в пределах сформировавшихся мелких зерен аустенита.The preform is heated in an electric resistance furnace to a temperature of 900 o C (above A C3 ) and maintained to form a uniform austenite solid solution. (We select the heating time to a predetermined temperature at the rate of 1 min per 1 mm of section, the holding time is at least 30 minutes.). Then the heated billet is transferred to a hydraulic press in an isothermal block and deformed at a temperature of 900 o C with a speed of 10 -3 -10 -2 -2 s -1 between flat strikers with sediment for three transitions with a change in the axis of deformation by 90 o , the degree of deformation at each transition 50 % The degree of deformation of 50% at each transition is selected in such a way as to ensure the occurrence of dynamic recrystallization for efficient grinding of grains. As a result of the development of DR, austenite grains are crushed to 5–10 μm. Immediately after the deformation is completed, the preform is quenched in water to prevent pearlite transformation. Thus, the first stage of deformation is carried out in the austenitic region. As a result of quenching, martensite is formed within the limits of the formed small austenite grains.
Далее заготовку нагревают в печи электросопротивления до температуры 800oС и деформируют при этой же температуре со скоростью 10-3-10-2 c-1. Время нагрева, схема нагружения и степень деформации, как на предыдущем этапе. Температура 800oС находится в межкритическом интервале температур АC3-AC1, то есть непосредственно перед деформацией микроструктура стали состоит из зерен аустенита и феррита, размер которых обусловлен деформацией на предыдущем этапе. В ходе деформации в аустените и феррите развивается динамическая рекристаллизация. По окончании деформации на этапе заготовку закаливают в воду для предотвращения перлитного превращения. На данном этапе деформации формируются зерна феррита и аустенита размером 1-3 мкм. После закалки структура представляет собой мартенсит в пределах зерен аустенита и зерна феррита.Next, the preform is heated in an electric resistance furnace to a temperature of 800 o C and deform at the same temperature with a speed of 10 -3 -10 -2 s -1 . Heating time, loading scheme and degree of deformation, as in the previous step. The temperature 800 o C is in the intercritical temperature range A C3 -A C1 , that is, immediately before the deformation, the microstructure of the steel consists of austenite and ferrite grains, the size of which is due to deformation in the previous step. During deformation in austenite and ferrite, dynamic recrystallization develops. At the end of the deformation at the stage, the preform is quenched in water to prevent pearlite transformation. At this stage of deformation, ferrite and austenite grains of 1-3 μm in size are formed. After quenching, the structure is martensite within austenite grains and ferrite grains.
Далее этап деформации повторяют при температуре 600oС (ниже Ar1) со скоростью 10-3-10-2 c-1 за шесть переходов с переменой оси деформации на 90o, степень деформации на каждом переходе 20%, а на последнем переходе осуществляют осадку до толщины 6 мм, степень деформации 60%. В ходе нагрева и выдержки перед деформацией произойдет распад мартенсита с образованием феррито-цементитной смеси. Мелкие зерна феррита и дисперсные частицы цементита обеспечивают технологическую пластичность в условиях, затрудняющих протекание ДР. После окончания деформации охлаждение произвольное. При этом формируется смешанная структура, состоящая из зерен, субзерен и фрагментов феррита размером 600-500 нм и частиц цементита.Next, the deformation step is repeated at a temperature of 600 o C (below A r1 ) at a speed of 10 -3 -10 -2 s -1 for six transitions with a change in the deformation axis by 90 o , the degree of deformation at each transition is 20%, and at the last transition, draft to a thickness of 6 mm, the degree of deformation of 60%. During heating and exposure to deformation, martensite will decompose with the formation of a ferrite-cementite mixture. Small grains of ferrite and dispersed particles of cementite provide technological plasticity in conditions that impede the flow of DR. After deformation, cooling is arbitrary. In this case, a mixed structure is formed, consisting of grains, subgrains and fragments of ferrite with a size of 600-500 nm and particles of cementite.
На последнем этапе деформации проводят прокатку на лист до толщины 2 мм при температуре 400oС. Таким образом получают фрагментированную структуру с размером фрагментов 200-300 нм. Заготовку подвергают отжигу при температуре 400oС в течение 4 часов, в результате формируется зеренная микроструктура с размером зерен феррита 300-500 нм и частиц цементита.At the last stage of deformation, rolling is carried out on a sheet to a thickness of 2 mm at a temperature of 400 o C. Thus, a fragmented structure with a fragment size of 200-300 nm is obtained. The billet is annealed at a temperature of 400 o C for 4 hours, as a result, a grain microstructure is formed with a grain size of ferrite 300-500 nm and particles of cementite.
Механические свойства стали до и после обработки приведены в таблице. The mechanical properties of steel before and after processing are shown in the table.
Пример 2
Исходная заготовка - пруток малоуглеродистой стали 3, содержащей, мас.%: С - 0,14-0,22, Mn-Si - 0,05-0,3, примесей не более Р≤0,04, S≤0,05, Cr≤0,3, Ni≤0,3, Cu≤0,3, As≤0,08, размером ⌀60х90 мм, исходная микроструктура - зерна феррита и колонии перлита размером около 40 мкм.Example 2
The initial billet is a bar of mild steel 3 containing, wt.%: C - 0.14-0.22, Mn-Si - 0.05-0.3, impurities no more than P≤0.04, S≤0.05 , Cr≤0.3, Ni≤0.3, Cu≤0.3, As≤0.08, size ⌀60x90 mm, the initial microstructure is grains of ferrite and perlite colony about 40 microns in size.
Заготовку нагревают в печи электросопротивления до температуры 980oС и выдерживают для образования однородного твердого раствора аустенита. Затем нагретую заготовку переносят на гидравлический пресс в изотермический блок и деформируют при температуре 980oС со скоростью 10-3-10-2 c-1 между плоскими бойками осадкой за три перехода с переменой оси деформации на 90o, степень деформации на каждом переходе 50%. В результате развития ДР зерна аустенита измельчаются до 12-15 мкм. Непосредственно после окончания деформации заготовку закаливают в воду для предотвращения перлитного превращения. Таким образом, первый этап деформации проводят в аустенитной области. В результате закалки образуется мартенсит в пределах зерен аустенита.The preform is heated in an electric resistance furnace to a temperature of 980 ° C. and maintained to form a uniform austenite solid solution. Then the heated billet is transferred to a hydraulic press in an isothermal block and deformed at a temperature of 980 o C at a rate of 10 -3 -10 -2 s -1 between flat strikers with a draft for three transitions with a change in the axis of deformation by 90 o , the degree of deformation at each transition 50 % As a result of the development of DR, austenite grains are crushed to 12-15 microns. Immediately after the deformation is completed, the preform is quenched in water to prevent pearlite transformation. Thus, the first stage of deformation is carried out in the austenitic region. As a result of quenching, martensite is formed within the austenite grains.
Следующий этап деформации проводят в межкритическом интервале температур АC3-АC1 при температуре 800oС. По окончании деформации на этапе заготовку закаливают в воду. На данном этапе деформации формируются зерна феррита и аустенита размером 1-3 мкм. После закалки структура представляет собой мартенсит в пределах зерен аустенита и зерна феррита.The next stage of deformation is carried out in the intercritical temperature range A C3 -A C1 at a temperature of 800 o C. At the end of the deformation at the stage, the workpiece is quenched in water. At this stage of deformation, ferrite and austenite grains of 1-3 μm in size are formed. After quenching, the structure is martensite within austenite grains and ferrite grains.
Далее этапы деформации повторяют при температурах 600 и 400oС. На каждом этапе осадку проводят в 6 переходов с переменой оси деформации, суммарная деформация 120%. На этих этапах при температуре ниже A1 проведения закалки не требуется, охлаждение произвольное. При этом формируется смешанная структура, состоящая из зерен, субзерен и фрагментов феррита размером 200-300 нм и частиц цементита.Next, the stages of deformation are repeated at temperatures of 600 and 400 o C. At each stage, the sediment is carried out in 6 transitions with a change in the axis of deformation, the total deformation of 120%. At these stages, at temperatures below A 1 , quenching is not required; cooling is arbitrary. In this case, a mixed structure is formed, consisting of grains, subgrains, and ferrite fragments of 200-300 nm in size and cementite particles.
Заготовку подвергают отжигу при температуре 400oС в течение 4 часов, в результате формируется зеренная микроструктура с размером зерен феррита 300-500 нм и частиц цементита.The billet is annealed at a temperature of 400 o C for 4 hours, as a result, a grain microstructure is formed with a grain size of ferrite 300-500 nm and particles of cementite.
Пример 3
Исходная заготовка - пруток размером ⌀40х60 мм стали У8 состава, мас.%: С - 0,76-0,83, Мn - 0,17-0,33, Si - 0,17-0,33, примесей не более Р≤0,03, S≤0,028, Cr≤0,2, Ni≤0,25, Cu≤0,25; исходная микроструктура - колонии перлита размером около 20 мкм. Критические температуры данной стали: АC3=765oС, AC1= 730oC (Аr1=700oС).Example 3
The initial billet is a bar with a size of ⌀40x60 mm U8 steel composition, wt.%: C - 0.76-0.83, Mn - 0.17-0.33, Si - 0.17-0.33, impurities not more than P ≤0.03, S≤0.028, Cr≤0.2, Ni≤0.25, Cu≤0.25; initial microstructure - perlite colonies about 20 microns in size. The critical temperatures of this steel are: A C3 = 765 o C, A C1 = 730 o C (A r1 = 700 o C).
Заготовку нагревают в печи электросопротивления до температуры 800oС (выше A1) и выдерживают для образования однородного твердого раствора аустенита. (Время нагрева и выдержки выбирают, как в примере 1). Затем нагретую заготовку переносят на гидравлический пресс в изотермический блок, нагретый до температуры 800oС, и деформируют при этой температуре со скоростью 10-3-10-2 c-1 между плоскими бойками осадкой за три перехода с переменой оси деформации на 90o, степень деформации на каждом переходе 50%, чтобы обеспечить протекание динамической рекристаллизации для эффективного измельчения зерен. В результате развития ДР зерна аустенита измельчаются до 5-10 мкм. Непосредственно после окончания деформации заготовку закаливают в воду для предотвращения перлитного превращения. Таким образом, первый этап деформации проводят в аустенитной области. В результате закалки образуется мартенсит в пределах полученных мелких зерен аустенита.The billet is heated in an electric resistance furnace to a temperature of 800 o C (above A 1 ) and maintained to form a uniform austenite solid solution. (The heating and holding times are selected as in Example 1). Then the heated billet is transferred to a hydraulic press in an isothermal block heated to a temperature of 800 o C, and is deformed at this temperature with a speed of 10 -3 -10 -2 -2 s -1 between flat strikers by sediment in three transitions with a change in the deformation axis by 90 o , the degree of deformation at each transition is 50%, to ensure the occurrence of dynamic recrystallization for effective grinding of grains. As a result of the development of DR, austenite grains are crushed to 5–10 μm. Immediately after the deformation is completed, the preform is quenched in water to prevent pearlite transformation. Thus, the first stage of deformation is carried out in the austenitic region. As a result of quenching, martensite is formed within the obtained small austenite grains.
Сталь У8 - эвтектоидная сталь и не имеет области межкритических температур. Поэтому следующий этап деформации проводят при температуре 600oС (ниже Ar1) со скоростью 10-3-10-2 c-1 за шесть переходов с переменой оси деформации на 90o, степень деформации на каждом переходе 20%. В процессе нагрева и выдержки перед деформацией происходит распад мартенсита с образованием дисперсной феррито-цементитной смеси - сорбита. Мелкие зерна феррита и дисперсные частицы цементита обеспечивают технологическую пластичность в условиях, затрудняющих протекание ДР. По окончании деформации охлаждение произвольное. При этом формируется смешанная структура, состоящая из зерен, субзерен и фрагментов феррита размером 800-500 нм и частиц цементита.Steel U8 is eutectoid steel and does not have a region of intercritical temperatures. Therefore, the next stage of deformation is carried out at a temperature of 600 o C (below A r1 ) with a speed of 10 -3 -10 -2 s -1 for six transitions with a change in the axis of deformation by 90 o , the degree of deformation at each transition is 20%. In the process of heating and exposure to deformation, martensite decomposes with the formation of a dispersed ferrite-cementite mixture - sorbitol. Small grains of ferrite and dispersed particles of cementite provide technological plasticity in conditions that impede the flow of DR. At the end of the deformation, cooling is arbitrary. In this case, a mixed structure is formed, consisting of grains, subgrains and fragments of ferrite with a size of 800-500 nm and particles of cementite.
Последний этап деформации проводят при температуре 400oС. Скорость деформации и схема, как на предыдущем этапе. Таким образом получают фрагментированную структуру с размером фрагментов 200-300 нм. Заготовку подвергают отжигу при температуре 400oС в течение 4 часов, в результате формируется зеренная микроструктура с размером зерен феррита 300-500 нм и частиц цементита.The last stage of deformation is carried out at a temperature of 400 o C. the speed of deformation and the scheme, as in the previous stage. Thus, a fragmented structure with a fragment size of 200-300 nm is obtained. The billet is annealed at a temperature of 400 o C for 4 hours, as a result, a grain microstructure is formed with a grain size of ferrite 300-500 nm and particles of cementite.
Пример 4
Исходная заготовка пруток размером ⌀30х60 мм аустенитной стали 10Х17Н8М2 (состав, мас. %: С - 0.1, Cr - 17.08, Ni - 8.48, Мо - 2.13, Si - 0.34, Mn - 1.15, S - 0.013, Р - 0.04). Исходная микроструктура - матричная, зерна аустенита размером около 20 мкм и частицы карбидов: сложные карбиды типа Ме23С6 и первичные карбиды Мо2С. Заготовку нагревают в печи электросопротивления до температуры 900oС и деформируют при этой же температуре на гидравлическом прессе в изотермическом блоке между плоскими бойками осадкой за три перехода с переменой оси деформации на 90o со скоростью 10-3-10-2 c-1, степень деформации на каждом переходе 50% для обеспечения протекания ДР. В результате деформации на этапе зерна измельчаются до 4-6 мкм. Поскольку температура первого этапа деформации превышает температуру растворения сложных карбидов (~820oС), после прекращения деформации заготовку охлаждают в воде. Затем этап деформации повторяют при температуре 800oС по той же схеме, на последнем переходе заготовку осаживают до высоты 8 мм. На этом этапе размер зерен снижается до 1-2 мкм. Далее проводят прокатку на лист при температуре 600oС за несколько проходов с суммарной степенью обжатия 66%. На каждом переходе направление прокатки меняют на 90o с целью предотвращения образования волокнистой структуры. Количество переходов и степень обжатия на каждом переходе определяют исходя из технологической пластичности стали. Таким образом, после прокатки получают фрагментированную структуру с размером фрагментов 100-200 нм. Прокатанную заготовку подвергают отжигу при температуре 600oС в течение 4 часов, в результате формируется микроструктура с размером зерен 150-300 нм.Example 4
The initial bar stock with a size of ⌀30x60 mm of 10Kh17N8M2 austenitic steel (composition, wt%: C - 0.1, Cr - 17.08, Ni - 8.48, Mo - 2.13, Si - 0.34, Mn - 1.15, S - 0.013, P - 0.04). The initial microstructure is matrix, austenite grains about 20 μm in size and carbide particles: complex carbides of the type Me 23 C 6 and primary carbides Mo 2 C. The billet is heated in an electric resistance furnace to a temperature of 900 o C and deformed at the same temperature on a hydraulic press in an isothermal the block between the flat strikers upset for three transitions with a change in the axis of deformation by 90 o with a speed of 10 -3 -10 -2 s -1 , the degree of deformation at each transition 50% to ensure the flow of DR. As a result of deformation at the stage of grain are crushed to 4-6 microns. Since the temperature of the first stage of deformation exceeds the dissolution temperature of complex carbides (~ 820 o C), after the cessation of deformation, the workpiece is cooled in water. Then, the deformation step is repeated at a temperature of 800 o With the same pattern, at the last transition, the workpiece is deposited to a height of 8 mm At this stage, the grain size is reduced to 1-2 microns. Next, rolling is carried out on a sheet at a temperature of 600 o C for several passes with a total compression ratio of 66%. At each transition, the direction of rolling is changed by 90 ° in order to prevent the formation of a fibrous structure. The number of transitions and the degree of compression at each transition is determined based on the technological ductility of steel. Thus, after rolling, a fragmented structure with a fragment size of 100-200 nm is obtained. The rolled preform is annealed at a temperature of 600 o C for 4 hours, resulting in the formation of a microstructure with a grain size of 150-300 nm.
Механические свойства стали до и после обработки приведены в таблице. The mechanical properties of steel before and after processing are shown in the table.
Пример 5
Исходная заготовка - ферритная нержавеющая сталь 13Х25Т состава, мас.%: С - 0.12-0.14, Cr - 24-27, Ti - 0.6-0.9, Mn≤0.8, Si≤1 (пруток размером ⌀40х60 мм), микроструктура матричная с размером зерен около 60 мкм. Заготовку нагревают в печи электросопротивления до температуры 800oС и выдерживают для образования однородного твердого раствора. Затем нагретую заготовку деформируют на гидравлическом прессе в изотермическом блоке при температуре 800oС между плоскими бойками осадкой за три перехода с переменой оси деформации на 90o, степень деформации на каждом переходе 50%. Поскольку в ферритной стали ввиду высокого значения энергии дефектов упаковки наблюдается высокая скорость возврата, то получение СМК зерен требует приложения больших деформаций. Поэтому далее этапы деформации повторяют при температурах 600, 550, 500, 450, 400oС. Таким образом получают фрагментированную структуру с размером фрагментов 100-200 нм. Заготовку подвергают отжигу при температуре 400oС в течение 1 часа, в результате формируется микроструктура с размером зерен 200-300 нм.Example 5
The initial billet is 13Kh25T ferritic stainless steel of the composition, wt.%: С - 0.12-0.14, Cr - 24-27, Ti - 0.6-0.9, Mn≤0.8, Si≤1 (bar size ⌀40x60 mm), matrix microstructure with size grains of about 60 microns. The billet is heated in an electric resistance furnace to a temperature of 800 o C and maintained to form a homogeneous solid solution. Then the heated billet is deformed on a hydraulic press in an isothermal block at a temperature of 800 o C between the flat strikers with sludge in three transitions with a change in the deformation axis by 90 o , the degree of deformation at each transition is 50%. Since in ferritic steel, due to the high value of the energy of stacking faults, a high rate of return is observed, the preparation of SMC grains requires the application of large deformations. Therefore, further, the deformation steps are repeated at temperatures of 600, 550, 500, 450, 400 o C. Thus, a fragmented structure with a fragment size of 100-200 nm is obtained. The workpiece is subjected to annealing at a temperature of 400 o C for 1 hour, as a result, a microstructure is formed with a grain size of 200-300 nm.
Механические свойства стали до и после обработки приведены в таблице. The mechanical properties of steel before and after processing are shown in the table.
Пример 6
Заготовка - аустенитная сталь 12Х18Н10Т состава, мас.%: С - 0.12, Сr - 18.6, Ni - 10.2, Ti - 0.8, Мn≤0.8, Si≤1 (пруток размером ⌀40х60 мм), размер зерен в исходной заготовке 73 мкм. Заготовку нагревают в печи электросопротивления до температуры 1000oС и выдерживают для образования твердого раствора. Нагретую заготовку деформируют на гидравлическом прессе между плоскими бойками осадкой за три перехода с переменой оси деформации на 90o, степень деформации на каждом переходе 40% и охлаждают в воду непосредственно с температуры деформации с целью предотвращения образования крупных карбидов, фиксирования твердого раствора и дислокационной структуры, сформированной в ходе деформации. Таким образом получают в заготовке размер зерен 6-8 мкм.Example 6
The workpiece is austenitic steel 12Kh18N10T composition, wt.%: C - 0.12, Cr - 18.6, Ni - 10.2, Ti - 0.8, Mn≤0.8, Si≤1 (bar size ⌀40x60 mm), the grain size in the initial billet is 73 μm. The billet is heated in an electric resistance furnace to a temperature of 1000 o C and maintained to form a solid solution. The heated billet is deformed in a hydraulic press between flat dies with three changes with a change in the axis of deformation by 90 ° , the degree of deformation at each transition is 40% and cooled into water directly from the temperature of deformation in order to prevent the formation of large carbides, fix the solid solution and the dislocation structure, formed during deformation. Thus, a grain size of 6-8 microns is obtained in the preform.
Затем заготовку охлаждают до температуры ниже МД - температуры начала мартенситного превращения при деформации. Согласно расчету по формуле, имеющейся в литературе [7], в стали 12Х18Н10Т температура, при которой деформация со степенью 30% вызывает образование не менее 50% мартенсита, не выше -67oС. Поэтому заготовку охлаждают в жидком азоте (-196oС) до прекращения бурного кипения и деформируют осадкой между плоскими бойками со степенью 35% за один переход. Количество образованного мартенсита деформации определяют ферритомером или методом рентгеноструктурного фазового анализа, в данном случае образуется 95% мартенсита.Then the workpiece is cooled to a temperature below M D - the temperature of the onset of martensitic transformation during deformation. According to the calculation according to the formula available in the literature [7], in 12Kh18N10T steel the temperature at which deformation with a degree of 30% causes the formation of at least 50% martensite, not higher than -67 o C. Therefore, the workpiece is cooled in liquid nitrogen (-196 o C ) until the boiling stops and they are deformed by the draft between flat strikers with a degree of 35% in one transition. The amount of formed martensite strain is determined by a ferritometer or by X-ray phase analysis, in this case 95% of martensite is formed.
Деформированные заготовки подвергают окончательному нагреву и выдержке в печи электросопротивления при температурах 200-800oС в течение 60 минут. Размер зерен и механические свойства стали в зависимости от температуры окончательного нагрева обобщены в таблице.The deformed billet is subjected to final heating and aging in an electric resistance furnace at temperatures of 200-800 o C for 60 minutes. The grain size and mechanical properties of steel depending on the temperature of the final heating are summarized in the table.
Пример 7
Заготовка - аустенито-ферритная сталь 12Х21Н5Т состава, мас.%: С - 0.12, Cr - 20.9, Ni - 5.2, Ti - 0.7, Mn≤0.8, Si≤1 (пруток размером ⌀30х350 мм), размер зерен аустенитной и ферритной фаз в исходной заготовке одинаков и равен 42 мкм. Заготовку нагревают в печи электросопротивления до температуры 1000oС и выдерживают для образования твердого раствора. Нагретую заготовку прокатывают на четырехвалковом прокатном стане МКУ280 со степенью обжатия 48% за один переход и охлаждают в воду непосредственно с температуры деформации с целью предотвращения образования крупных карбидов, фиксирования твердого раствора и дислокационной структуры, сформированной в ходе деформации. Таким образом получают в заготовке размер зерен 6-8 мкм в аустенитной фазе и 3-4 мкм в ферритной фазе.Example 7
Billet - austenitic-ferritic steel 12X21H5T composition, wt.%: C - 0.12, Cr - 20.9, Ni - 5.2, Ti - 0.7, Mn≤0.8, Si≤1 (bar size ⌀30x350 mm), grain size of austenitic and ferritic phases in the original workpiece is the same and equal to 42 microns. The billet is heated in an electric resistance furnace to a temperature of 1000 o C and maintained to form a solid solution. The heated billet is rolled on a MKU280 four-roll rolling mill with a compression ratio of 48% in one transition and cooled into water directly from the deformation temperature in order to prevent the formation of large carbides, to fix the solid solution and the dislocation structure formed during deformation. Thus, a grain size of 6-8 microns in the austenitic phase and 3-4 microns in the ferrite phase is obtained in the preform.
Затем заготовку охлаждают до температуры ниже МД. Согласно расчету по формуле, имеющейся в литературе, в стали 12Х21Н5Т температура, при которой деформация со степенью 30% вызывает образование не менее 50% мартенсита, не выше -47oС. Поэтому заготовку охлаждают в жидком азоте (-196oС) до прекращения бурного кипения и деформируют прокаткой на четырехвалковом прокатном стане МКУ280 за 8 переходов с суммарной степенью обжатия 35%. Через каждые 2 перехода заготовку повторно охлаждают в жидком азоте. Количество мартенсита деформации определяют ферритомером, в данном случае в стали содержится 90% магнитной фазы.Then the workpiece is cooled to a temperature below M D. According to the calculation according to the formula available in the literature, in 12Kh21N5T steel the temperature at which deformation with a degree of 30% causes the formation of at least 50% martensite, not higher than -47 o C. Therefore, the workpiece is cooled in liquid nitrogen (-196 o C) until it stops boiling and deforming by rolling on a four-roll mill MKU280 for 8 transitions with a total degree of compression of 35%. After every 2 transitions, the workpiece is re-cooled in liquid nitrogen. The amount of deformation martensite is determined by a ferritometer, in this case 90% of the magnetic phase is contained in steel.
Деформированные заготовки подвергают окончательному нагреву и выдержке в печи электросопротивления при температуре 200-800oС в течение 60 минут. Размер зерен и механические свойства стали в зависимости от температуры окончательного нагрева приведены в таблице.Deformed preforms are subjected to final heating and aging in an electric resistance furnace at a temperature of 200-800 o C for 60 minutes. The grain size and mechanical properties of steel depending on the temperature of the final heating are shown in the table.
Пример 8
Исходная заготовка - аустенитная сталь 12Х18Н10Т, обработанная по схеме, приведенной в примере 6. Размер заготовки 16х16х100 мм. Исходный размер аустенита 200 нм. Заготовку охлаждают в жидком азоте (-196oС) до прекращения бурного кипения и деформируют прокаткой на четырехвалковом прокатном стане МКУ280 с суммарной степенью обжатия 33% за 11 переходов. Через каждые 2 перехода заготовку повторно охлаждают в жидком азоте. Количество образованного мартенсита деформации определяют ферритомером или методом рентгеноструктурного фазового анализа, в данном случае образуется 85% мартенсита.Example 8
The initial billet is austenitic steel 12X18H10T, processed according to the scheme shown in example 6. The size of the billet is 16x16x100 mm. The initial size of austenite is 200 nm. The billet is cooled in liquid nitrogen (-196 o C) until the boiling ceases and is deformed by rolling on a MKU280 four-roll mill with a total compression ratio of 33% over 11 transitions. After every 2 transitions, the workpiece is re-cooled in liquid nitrogen. The amount of formed martensite strain is determined by a ferritometer or by X-ray phase analysis, in this case 85% of martensite is formed.
Деформированные заготовки подвергают окончательному нагреву и выдержке в печи электросопротивления при температуре 630oС в течение 60 минут. Таким образом получают размер зерен 50-60 нм.The deformed workpieces are subjected to final heating and aging in an electric resistance furnace at a temperature of 630 o C for 60 minutes. Thus, a grain size of 50-60 nm is obtained.
Пример 9
Исходная заготовка - аустенитная сталь 10Х17Н8М2, обработанная по схеме, приведенной в примере 4. Размер заготовки 100х100х3 мм. Исходный размер аустенита 150-200 нм. Заготовку охлаждают в жидком азоте (-196oС) до прекращения бурного кипения и деформируют прокаткой на листопрокатном стане с суммарной степенью 33% за 8 переходов, на каждом переходе меняют направление прокатки на 90o. Через каждые 2 перехода заготовку повторно охлаждают в жидком азоте. Количество образованного мартенсита деформации определяют ферритомером или методом рентгеноструктурного фазового анализа, в данном случае образуется 80% мартенсита.Example 9
The initial billet is austenitic steel 10X17H8M2, processed according to the scheme shown in example 4. The size of the billet is 100x100x3 mm. The initial size of austenite is 150-200 nm. The workpiece is cooled in liquid nitrogen (-196 o C) until the boiling stops and is deformed by rolling on a sheet rolling mill with a total degree of 33% for 8 transitions, at each transition the direction of rolling is changed to 90 o . After every 2 transitions, the workpiece is re-cooled in liquid nitrogen. The amount of formed martensite strain is determined by a ferritometer or by X-ray phase analysis, in this
Деформированные заготовки подвергают окончательному нагреву и выдержке в печи электросопротивления при температуре 630oС в течение 60 минут. Таким образом получают размер зерен 40-60 нм.The deformed workpieces are subjected to final heating and aging in an electric resistance furnace at a temperature of 630 o C for 60 minutes. Thus, a grain size of 40-60 nm is obtained.
Источники информации
1. Берштейн М. Л. , Займовский В.А., Капуткина Л.М. Термомеханическая обработка стали. - М.: Металлургия, 1983, - 480 с.Sources of information
1. Bershtein M. L., Zaimovsky V. A., Kaputkina L. M. Thermomechanical processing of steel. - M.: Metallurgy, 1983, - 480 p.
2. Патент Японии JP 506341 В4, МКИ C 22 C 38/00, 06.09.1993. 2. Japanese patent JP 506341 B4, MKI C 22 C 38/00, September 6, 1993.
3. Диаграммы горячей деформации, структура и свойства сталей. Справ.изд. /Бернштейн М.Л., Добаткин С.В., Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д. - М.: Металлургия, 1989 - 544 с. 3. Diagrams of hot deformation, structure and properties of steels. Ref. / Bernstein M.L., Dobatkin S.V., Kaputkina L.M., Prokoshkin S.D. - M.: Metallurgy, 1989 - 544 p.
4. Submicrocrystalline Austenitic 18Cr-10Ni Stainless Steel: Structure Formation, Mechanical and Corrosion Properties. Farkhutdinov K.G., Zaripova R.G., Breikina N.A. Mater.Sci.Eng. A174 (1994), 217-223. 4. Submicrocrystalline Austenitic 18Cr-10Ni Stainless Steel: Structure Formation, Mechanical and Corrosion Properties. Farkhutdinov K.G., Zaripova R.G., Breikina N.A. Mater.Sci.Eng. A174 (1994), 217-223.
5. Mulyukov R., Mikhailov S., Zaripova R., Salimonenko D. Damping properties os 18Cr-10Ni Stainless Steel with Submicrocrystalline Structure. Mater.Research Bulletin, 31 (1996), 639-645. 5. Mulyukov R., Mikhailov S., Zaripova R., Salimonenko D. Damping
6. Авт.св. 1733485, МКИ C 21 D 6/00, Бюлл. 18, 15.05.92. 6. Auto 1733485, MKI C 21
7. Филлипов, Литвинов В.С., Немировский Ю.Р. Стали с метастабильным аустенитом. - М.: Металлургия, 1988, с.256. 7. Fillipov, Litvinov V.S., Nemirovsky Yu.R. Steel with metastable austenite. - M.: Metallurgy, 1988, p. 256.
Claims (12)
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2000100293A RU2181776C2 (en) | 2000-01-05 | 2000-01-05 | Steel treatment method |
| PCT/RU2001/000002 WO2001049887A1 (en) | 2000-01-05 | 2001-01-04 | Method for working steel |
| AU27176/01A AU2717601A (en) | 2000-01-05 | 2001-01-04 | Method for working steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2000100293A RU2181776C2 (en) | 2000-01-05 | 2000-01-05 | Steel treatment method |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2000100293A RU2000100293A (en) | 2001-10-27 |
| RU2181776C2 true RU2181776C2 (en) | 2002-04-27 |
Family
ID=20229094
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2000100293A RU2181776C2 (en) | 2000-01-05 | 2000-01-05 | Steel treatment method |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| AU (1) | AU2717601A (en) |
| RU (1) | RU2181776C2 (en) |
| WO (1) | WO2001049887A1 (en) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2468093C1 (en) * | 2011-11-29 | 2012-11-27 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" | Method to produce stocks of steel of austenitic class |
| RU2482197C1 (en) * | 2012-03-07 | 2013-05-20 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" | Method for deformation-thermal processing of austenitic stainless steels |
| RU2488637C1 (en) * | 2011-11-29 | 2013-07-27 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" | Method for obtaining steel ingots of austenitic class with nanocrystalline structure |
| RU2610196C1 (en) * | 2015-11-06 | 2017-02-08 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" | Method of processing metastable austenitic steels by procedure of intensive plastic deformation |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102560045B (en) * | 2010-12-22 | 2014-10-01 | 中国科学院金属研究所 | Block nano structure low-carbon steel and manufacturing method thereof |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU117268A2 (en) * | 1958-06-02 | 1958-11-30 | В.П. Мартынов | The way to improve the mechanical properties of austenitic steels |
| SU850698A1 (en) * | 1979-07-19 | 1981-07-30 | Днепропетровский Ордена Трудовогокрасного Знамени Металлургическийинститут | Method of spheroidizing treatment of steel |
| SU1090735A1 (en) * | 1983-03-10 | 1984-05-07 | Уфимский Ордена Ленина Авиационный Институт Им. Орджоникидзе | Method for treating martensite stainless steels |
| SU1733485A1 (en) * | 1989-08-08 | 1992-05-15 | Институт проблем сверхпластичности металлов АН СССР | Method for treatment of austenitic stainless steel |
| SU1735390A1 (en) * | 1990-04-23 | 1992-05-23 | Институт Проблем Сверпхластичности Металлов Ан Ссср | Method for machining of austenitic-martensitic steels |
-
2000
- 2000-01-05 RU RU2000100293A patent/RU2181776C2/en not_active IP Right Cessation
-
2001
- 2001-01-04 AU AU27176/01A patent/AU2717601A/en not_active Abandoned
- 2001-01-04 WO PCT/RU2001/000002 patent/WO2001049887A1/en active Application Filing
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2468093C1 (en) * | 2011-11-29 | 2012-11-27 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" | Method to produce stocks of steel of austenitic class |
| RU2488637C1 (en) * | 2011-11-29 | 2013-07-27 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" | Method for obtaining steel ingots of austenitic class with nanocrystalline structure |
| RU2482197C1 (en) * | 2012-03-07 | 2013-05-20 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" | Method for deformation-thermal processing of austenitic stainless steels |
| RU2610196C1 (en) * | 2015-11-06 | 2017-02-08 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" | Method of processing metastable austenitic steels by procedure of intensive plastic deformation |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| WO2001049887A1 (en) | 2001-07-12 |
| AU2717601A (en) | 2001-07-16 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3990726B2 (en) | High strength duplex steel sheet with excellent toughness and weldability | |
| RU2661692C2 (en) | Hot-rolled steel sheet for variable-thickness rolled blank, variable-thickness rolled blank, and method for producing same | |
| US4466842A (en) | Ferritic steel having ultra-fine grains and a method for producing the same | |
| US7799148B2 (en) | Method for producing austenitic iron-carbon-manganese metal sheets, and sheets produced thereby | |
| JP3990725B2 (en) | High strength duplex steel sheet with excellent toughness and weldability | |
| US4619714A (en) | Controlled rolling process for dual phase steels and application to rod, wire, sheet and other shapes | |
| CN101346482B (en) | Carbon steel sheet superior in formability and manufacturing method thereof | |
| CN105018835B (en) | Medium-high carbon hot rolled strip steel with excellent fine blanking performance and production method | |
| MXPA97008775A (en) | Process to produce steel pipe without seams of great strength having excellent resistance to the fissure by tensions by sulf | |
| KR20070086676A (en) | High strength steel sheet and method for production thereof | |
| CN107460408B (en) | Strong TRIP steel of a kind of 1.5GPa grades or more of superelevation and preparation method thereof | |
| CN115522126B (en) | Medium manganese steel with good wear resistance and production method thereof | |
| JP2006506534A (en) | Cold-worked steel with pocket-laser martensite / austenite microstructure | |
| JPH0247524B2 (en) | KAKOYONETSUENKOHANNOSEIZOHOHO | |
| CN114150227B (en) | High-toughness hot stamping steel rolled by medium and thin slabs with Rm more than or equal to 1500MPa and production method | |
| US10323307B2 (en) | Process and steel alloys for manufacturing high strength steel components with superior rigidity and energy absorption | |
| JP2003321727A (en) | Low yield ratio high-tensile steel plate of excellent bendability and method for manufacturing the same | |
| RU2181776C2 (en) | Steel treatment method | |
| Hutchinson | Microstructure development during cooling of hot rolled steels | |
| CN113528947B (en) | Steel for high-plasticity-toughness automobile structural part with tensile strength of 1500MPa produced by CSP and production method | |
| JPH0425343B2 (en) | ||
| JPH0959718A (en) | Production of seamless steel tube with high strength and high corrosion resistance | |
| JPH0959719A (en) | Production of seamless steel tube with high strength and high corrosion resistance | |
| JPH11323481A (en) | Steel with fine grained structure, and its production | |
| JP2007321208A (en) | Method of producing high-strength steel |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20080106 |