RU2468093C1 - Method to produce stocks of steel of austenitic class - Google Patents
Method to produce stocks of steel of austenitic class Download PDFInfo
- Publication number
- RU2468093C1 RU2468093C1 RU2011148541/02A RU2011148541A RU2468093C1 RU 2468093 C1 RU2468093 C1 RU 2468093C1 RU 2011148541/02 A RU2011148541/02 A RU 2011148541/02A RU 2011148541 A RU2011148541 A RU 2011148541A RU 2468093 C1 RU2468093 C1 RU 2468093C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- temperature
- steel
- deformation
- carried out
- settling
- Prior art date
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к области металлургии, преимущественно к обработке металлов давлением, а именно к технологии получения заготовок сталей аустенитного класса с нанокристаллической структурой, и может быть применено при изготовлении сосудов высокого давления для теплоэнергетики и химической промышленности.The invention relates to the field of metallurgy, mainly to the processing of metals by pressure, and in particular to a technology for producing blanks of austenitic steel with a nanocrystalline structure, and can be applied in the manufacture of pressure vessels for the power industry and the chemical industry.
Известные способы измельчения зерен можно условно разделить на три группы. К первой группе относят чисто металлургические процессы, основанные на варьировании температурно-скоростных условий кристаллизации, легировании расплава модифицирующими элементами как Nb, Ti, Zr, Al, V, ультразвуком или электромагнитном воздействии на расплав [1], сверхбыстрой закалке из лент [2], испарении и конденсации материала в инертной среде [3, 4], плазменном распылении [5, 6], электровзрыве проводников [7], неравновесной конденсации в высокоскоростных потоках газа [8, 9] и т.д. Вторая группа методов измельчения зерен в сплавах связана с методами химического синтеза, например получением многокомпонентных ультрадисперсных порошков гетерофазным взаимодействием в щелочных растворах, электролитическим послойным осаждением и аморфной кристаллизацией [10, 11]. Третья группа методов включает различные способы обработки материалов, такие как традиционная термомеханическая обработка (ТМО), различные виды интенсивной пластической деформации (ИПД) с динамической [12, 13] или последующей статической [14] рекристаллизацией, а также обработка порошковых материалов в шаровых мельницах (так называемое механическое легирование) [15].Known methods of grinding grains can be divided into three groups. The first group includes purely metallurgical processes based on varying the temperature and temperature conditions of crystallization, alloying the melt with modifying elements like Nb, Ti, Zr, Al, V, ultrasound or electromagnetic effects on the melt [1], ultrafast hardening from ribbons [2], evaporation and condensation of the material in an inert medium [3, 4], plasma spraying [5, 6], electrical explosion of conductors [7], nonequilibrium condensation in high-speed gas flows [8, 9], etc. The second group of methods for grinding grains in alloys is associated with chemical synthesis methods, for example, the preparation of multicomponent ultrafine powders by heterophasic interaction in alkaline solutions, electrolytic layered deposition, and amorphous crystallization [10, 11]. The third group of methods includes various methods of processing materials, such as traditional thermomechanical processing (TMT), various types of intensive plastic deformation (IPD) with dynamic [12, 13] or subsequent static [14] recrystallization, and also the processing of powder materials in ball mills ( the so-called mechanical alloying) [15].
Методами первой и второй групп, как правило, получают нанокристаллические структуры с размером зерен порядка 10 нм. Большинство из них основано на компактировании порошков. Некоторые из этих методов были успешно использованы для формирования и изучения структуры и свойств нанокристаллических материалов. Однако развитие этих способов проблематично в связи с наличием пористости (до 10%) в компактированных, спеченных образцах, их высокой хрупкостью и сложностью контролирования химической чистоты сплава в процессе его получения. Кроме того, перечисленные методы не позволяют получать массивные заготовки с нанокристаллической структурой, достаточные для проведения полноценных исследований физико-механических свойств и изготовления полуфабрикатов для их промышленного применения.Using the methods of the first and second groups, as a rule, nanocrystalline structures with a grain size of about 10 nm are obtained. Most of them are based on compacting powders. Some of these methods have been successfully used to form and study the structure and properties of nanocrystalline materials. However, the development of these methods is problematic due to the presence of porosity (up to 10%) in compacted, sintered samples, their high fragility and the difficulty of controlling the chemical purity of the alloy in the process of its preparation. In addition, these methods do not allow to obtain massive preforms with a nanocrystalline structure, sufficient to conduct full-fledged studies of physical and mechanical properties and the manufacture of semi-finished products for their industrial use.
Использование методов третьей группы позволяет получать нанокристаллические структуры в материалах со средним размером зерен около 100 нм со специальными высокоугловыми границами [16] и обладают двумя важными достоинствами: не приводят к образованию пористости, могут применяться как к чистым металлам, так и к сплавам и интерметаллидным соединениям. Методы ИПД основаны на создании в материале высокой плотности дефектов кристаллического строения (дислокации, границ зерен) в исходных совершенных (или почти совершенных) поли- и монокристаллах. Под ИПД подразумеваются истинные степени деформации е≥5 [17].Using the methods of the third group, it is possible to obtain nanocrystalline structures in materials with an average grain size of about 100 nm with special high-angle boundaries [16] and have two important advantages: they do not lead to porosity, can be applied both to pure metals and to alloys and intermetallic compounds . IPD methods are based on the creation of a high density of crystal structure defects (dislocation, grain boundaries) in the material in the original perfect (or almost perfect) poly- and single crystals. IPD refers to the true degree of deformation e≥5 [17].
Применительно к аустенитным сталям известен способ обработки холодной деформацией с промежуточными отжигами. Так, в патенте US 4421572 (опубл. 20.12.1983) предложен метод холодной деформационной обработки с промежуточными отжигами при температуре 1010-1038°C в течение 60-90 секунд для уменьшения радиационного распухания стали AISI 316.As applied to austenitic steels, a method for treating cold deformation with intermediate annealing is known. So, in patent US 4421572 (publ. 20.12.1983) a method of cold deformation processing with intermediate annealing at a temperature of 1010-1038 ° C for 60-90 seconds is proposed to reduce the radiation swelling of AISI 316 steel.
Способ обработки, совмещающий ИПД и ТМО, представлен в патенте UA 79726 С2 (2007 г.). Получение в стали Х18Н10Т структуры с размером фрагментов менее 1 мкм достигается за счет сочетания следующих операций: пластическая деформация методом всестороннего сжатия при низких температурах -40…-100°C (что обеспечивает получение мартенсита с размерами фрагментов 0,06-0,09 мкм), нагрев до температуры выше температуры старения и выдержка при этой температуре до конца преобразования мартенсита в аустенит и закалки на аустенит. Сталь с полученной структурой характеризуется повышенной прочностью.A processing method combining IPD and TMT is presented in patent UA 79726 C2 (2007). Obtaining a structure with a fragment size of less than 1 μm in X18H10T steel is achieved through a combination of the following operations: plastic deformation by comprehensive compression at low temperatures of -40 ... -100 ° C (which ensures martensite with fragment sizes of 0.06-0.09 μm) , heating to a temperature above the aging temperature and holding at this temperature until the end of the conversion of martensite to austenite and quenching to austenite. The steel with the resulting structure is characterized by increased strength.
Наиболее близким к предлагаемому изобретению является способ получения ультрамелкозернистой структуры в стали аустенитного класса, раскрытый в статье [18], в соответствии с которым образцы аустенитной стали были деформированы со скоростью деформации около 8×10-4 с-1 в вакууме методом многократной всесторонней ковки с последовательным изменением оси ориентации на 90° и понижением температуры деформации после каждой осадки на 50 К. Начальная температура деформации составляла 1223 К, истинная степень деформации за одну осадку составляла 0,7±0,05. Последняя осадка проводилась при температуре 873 К. Суммарная истинная степень деформации составляла 5,6.Closest to the proposed invention is a method for producing an ultrafine-grained structure in austenitic steel, disclosed in [18], according to which austenitic steel samples were deformed with a strain rate of about 8 × 10 -4 s -1 in vacuum by multiple comprehensive forging with a consecutive change of the orientation axis by 90 ° and a decrease in the deformation temperature after each draft by 50 K. The initial deformation temperature was 1223 K, the true degree of deformation for one precipitate was 0.7 ± 0.05. The last draft was carried out at a temperature of 873 K. The total true degree of deformation was 5.6.
Недостатками описанного способа является сложность его использования в промышленности за счет большого количества осадок и низкой скорости деформации при осадке.The disadvantages of the described method is the difficulty of its use in industry due to the large amount of sediment and the low rate of deformation during upset.
Задачей изобретения является разработка способа изготовления заготовок аустенитных сталей с нанокристаллической структурой с устранением указанных недостатков.The objective of the invention is to develop a method of manufacturing blanks of austenitic steels with a nanocrystalline structure with the elimination of these disadvantages.
Технический результат заключается в уменьшении количества осадок и повышении прочностных свойств стали как при комнатной, так и при повышенной температуре, что обусловлено получением однородной нанокристаллической структуры заготовок при осуществлении предлагаемого способа.The technical result consists in reducing the amount of precipitation and increasing the strength properties of steel both at room and at elevated temperature, which is due to the obtaining of a homogeneous nanocrystalline structure of the workpieces during the implementation of the proposed method.
Поставленная задача решается предложенным способом изготовления заготовок, который включает закалку с 1373 К, многократную изотермическую ковку с последовательным изменением оси ориентации на 90° с понижением температуры на 80-150 К для каждой последующей осадки. При этом первую осадку проводят при температуре, лежащей в интервале от 1224 до 1323 К. Две последних осадки проводят при температуре, лежащей в интервале 874-923 К. Истинная степень деформации за одну осадку должна быть не менее 0,4 при скорости деформации от 10-2 до 10-1 c-1. Суммарная истинная степень деформации должна составлять не менее 1,5. После достижения необходимой суммарной истинной степени деформации производят отжиг заготовок при температуре, которая выше температуры двух последних осадок на ≥50 К в течение 1-5 часов.The problem is solved by the proposed method of manufacturing blanks, which includes quenching from 1373 K, multiple isothermal forging with a successive change in the orientation axis by 90 ° with a decrease in temperature by 80-150 K for each subsequent precipitation. In this case, the first precipitate is carried out at a temperature lying in the range from 1224 to 1323 K. The last two precipitates are carried out at a temperature lying in the range of 874-923 K. The true degree of deformation for one precipitate should be at least 0.4 at a strain rate of 10 -2 to 10 -1 s -1 . The total true degree of deformation should be at least 1.5. After reaching the required total true degree of deformation, the billets are annealed at a temperature that is higher than the temperature of the last two deposits by ≥50 K for 1-5 hours.
Предлагаемое изобретение характеризуют следующие графические материалы.The invention is characterized by the following graphic materials.
Фигура 1. Схема термомеханической обработки стали 08Х18Н10Figure 1. Scheme of thermomechanical processing of steel 08X18H10
Фигура 2. Микроструктура аустенитной стали 08Х18Н10 после ТМО,Figure 2. The microstructure of austenitic steel 08X18H10 after TMT,
где «а» - изображение карты разориентировок EBSD, полученной па сканирующем электронном микроскопе Quanta 600FEG;where "a" is the image of the EBSD misorientation map obtained with a Quanta 600FEG scanning electron microscope;
«б» - фотография зеренной структуры стали, полученная на просвечивающем электронном микроскопе JEOL JEM-2100.“B” is a photograph of the grain structure of steel obtained using a JEOL JEM-2100 transmission electron microscope.
Пример осуществления.An example implementation.
В примере осуществления использовалась сталь 08Х18Н10, имеющая исходный размер зерна 25 µm, предварительно закаленная на воздухе с 1373 К. Заготовка размером 85×50×50 мм была подвергнута ТМО путем многократной изотермической ковки, состоящей из 6 осадок, с понижением температуры после каждой осадки на 100 К, из которых первая осадка была осуществлена при температуре 1273 К, две последние осадки были осуществлены при температуре 873 К. Истинная степень деформации за одну осадку составила 0,7 при скорости деформации от 10-2 до 10-1 с-1. Суммарная истинная степень деформации составила 4,2. После чего произведен отжиг заготовки в течение 3 часов при температуре 923 К, которая выше температуры двух последних осадок на 50 К (фиг.1).In the embodiment, steel 08Kh18N10 was used, having an initial grain size of 25 μm, pre-hardened in air with 1373 K. A billet with a size of 85 × 50 × 50 mm was subjected to TMT by repeated isothermal forging, consisting of 6 precipitates, with a decrease in temperature after each precipitation by 100 K, of which the first sediment was carried out at a temperature of 1273 K, the last two precipitates were carried out at a temperature of 873 K. The true degree of deformation for one precipitate was 0.7 at a strain rate of 10 -2 to 10 -1 s -1 . The total true degree of deformation was 4.2. Then annealed the workpiece for 3 hours at a temperature of 923 K, which is higher than the temperature of the last two deposits by 50 K (figure 1).
Средний размер зерна после ТМО составил 100 нм (фиг.2).The average grain size after TMT was 100 nm (figure 2).
Механические испытания на растяжения проводились по ГОСТ 1497-84 при комнатной температуре и по ГОСТ 9651-84 при повышенных температурах (табл. 1).Mechanical tensile tests were carried out according to GOST 1497-84 at room temperature and according to GOST 9651-84 at elevated temperatures (Table 1).
Таким образом, достигнута поставленная задача по достижению технического результата, заключающегося в уменьшении количества осадок за счет того, что понижение температуры для проведения каждой последующей осадки в предлагаемом способе 80-150 К, в то время как в прототипе 50 К.Thus, the task is achieved to achieve a technical result, which consists in reducing the amount of precipitation due to the fact that lowering the temperature for each subsequent precipitation in the proposed method is 80-150 K, while in the prototype 50 K.
Также достигнут технический результат по повышению прочностных свойств стали как при комнатной так и при повышенной температуре, что обусловлено получением однородной нанокристаллической структуры заготовок при осуществлении предлагаемого способа.A technical result was also achieved in increasing the strength properties of steel both at room and at elevated temperature, which is due to the obtaining of a homogeneous nanocrystalline structure of the workpieces during the implementation of the proposed method.
Источники информацииInformation sources
[1] О.А.Кайбышев Сверхпластичность промышленных сплавов. - М.: Металлургия. 1984. - 264 с.[1] OA Kaybyshev Superplasticity of industrial alloys. - M.: Metallurgy. 1984.- 264 p.
[2] Wurschum R., Greiner W., Valtev R.Z., Rapp М., Sigle W., Schneeweiss O. and Schaefev H.E. Interfacial Free Volumes in Ultra-Fine Grained Metals of Amorphous Alloys // Scr. Met. et Mater. 1991. - P.456-564.[2] Wurschum R., Greiner W., Valtev R.Z., Rapp M., Sigle W., Schneeweiss O. and Schaefev H.E. Interfacial Free Volumes in Ultra-Fine Grained Metals of Amorphous Alloys // Scr. Met. et mater. 1991 .-- P.456-564.
[3] Birrenger R. and Gleiter H. Nanocrystalline materials // Encyclopedia of Materials Science and Engineering ed. R.W.Cahn, Pergamon Press. - 1988. - Vol.1 (Suppl.). - P.339-349.[3] Birrenger R. and Gleiter H. Nanocrystalline materials // Encyclopedia of Materials Science and Engineering ed. R.W. Cahn, Pergamon Press. - 1988 .-- Vol. 1 (Suppl.). - P.339-349.
[4] Froes F.H. and Suryanarayna. Nanocrystalline Metals for Structural Applications // JOM. 1989. - №6. - P.12-17.[4] Froes F.H. and Suryanarayna. Nanocrystalline Metals for Structural Applications // JOM. 1989. - No. 6. - P.12-17.
[5] Морохов И.Д., Трусов Л.И., Лаповок В.И. Физические явления в ультрадисперсных средах. М.: Наука, 1984. - С.320; Морохов И.Д., Трусов Л.И., Чижик С.П. Ультрадиснерсные металлические среды. - М.: Атомиздат, 1977. - 264 с.[5] Morokhov I.D., Trusov L.I., Lapovok V.I. Physical phenomena in ultrafine media. M .: Nauka, 1984. - S.320; Morokhov I.D., Trusov L.I., Chizhik S.P. Ultradispersive metal media. - M .: Atomizdat, 1977 .-- 264 p.
[6] Морохов И.Д., Трусов Л.И., Чижик С.П. Ультрадисперсные металлические среды. М.: Атомиздат, 1977. - 264 с.[6] Morokhov I.D., Trusov L.I., Chizhik S.P. Ultrafine metallic media. M .: Atomizdat, 1977 .-- 264 p.
[7] Котов Ю.А., Яворский Н.А. Исследование частиц, образующихся при электрическом взрыве проводников // Физика и химия обработки материалов. - 1978. №4. С.24.[7] Kotov Yu.A., Yavorsky N.A. Investigation of particles formed by an electric explosion of conductors // Physics and Chemistry of Materials Processing. - 1978. No. 4. S.24.
[8] Морохов И.Д., Трусов Л. И., Лаповок В.И. Физические явления в ультрадисперсных средах. - М.: Наука. 1984. - С.320; Морохов И.Д., Трусов Л.И., Чижик С.П. Ультрадисперсные металлические среды. - М.: Атомиздат, 1977. - 264 с.[8] Morokhov I.D., Trusov L.I., Lapovok V.I. Physical phenomena in ultrafine media. - M .: Science. 1984. - S.320; Morokhov I.D., Trusov L.I., Chizhik S.P. Ultrafine metallic media. - M .: Atomizdat, 1977 .-- 264 p.
[9] Морохов И.Д., Трусов Л.И., Чижик С.П. Ультрадисперсные металлические среды. М.: Атомиздат, 1977. - 264 с.[9] Morokhov I.D., Trusov L.I., Chizhik S.P. Ultrafine metallic media. M .: Atomizdat, 1977 .-- 264 p.
[10] Сверхмелкое зерно в металлах. Пер. с англ. - М.: Металлургия, 1973. - 384 с.[10] Ultrafine grain in metals. Per. from English - M.: Metallurgy, 1973.- 384 p.
[11] Gleiter H., Nanostructured Materials: state of art and perspectives // Nanostructured Materials. 1995. vol.6. P.3-14.[11] Gleiter H., Nanostructured Materials: state of art and perspectives // Nanostructured Materials. 1995. vol. 6. P.3-14.
[12] Kaibyshev O., Kaibyshev R., Salishchev G. Formation of submicrocrystalline structure in materials during dynamic recrystallization // Mater. Sci. Forum - 1993. - Vol.113-115. P.423-428.[12] Kaibyshev O., Kaibyshev R., Salishchev G. Formation of submicrocrystalline structure in materials during dynamic recrystallization // Mater. Sci. Forum - 1993. - Vol. 113-115. P.423-428.
[13] Жеребцов С.В., Галеев P.M. Валиахметов О.Р., Малышева С.П. Салищев Г.А., Мышляев М.М. Формирование субмикрокристаллической структуры в титановых сплавах интенсивной пластической деформацией и их механические свойства // КШП. 1999. - №7. - С.17-22.[13] Stallions S.V., Galeev P.M. Valiakhmetov O.R., Malysheva S.P. Salishchev G.A., Myshlyaev M.M. The formation of a submicrocrystalline structure in titanium alloys by intense plastic deformation and their mechanical properties // KShP. 1999. - No. 7. - S.17-22.
[14] Valiev R.Z., Krasilnikov N.A. and Tsenev N.K. Plastic deformation of alloys with submicron-grained structure // Mater. Sci. and Eng. - 1991. - A137. - P.35-40.[14] Valiev R.Z., Krasilnikov N.A. and Tsenev N.K. Plastic deformation of alloys with submicron-grained structure // Mater. Sci. and Eng. - 1991. - A137. - P.35-40.
[15] Shhultz L., Hellstern E. Glass formation by mechanical alloying/ in Science and Technology of Rapidly Quenched Alloys, ed. by M.Tenhover, L.E.Tanner, W.L.Jonson // Materials Science Society. - 1987. - Vol.24. - P.145-150.[15] Shhultz L., Hellstern E. Glass formation by mechanical alloying / in Science and Technology of Rapidly Quenched Alloys, ed. by M. Tenhover, L. E. Tanner, W. L. Jonson // Materials Science Society. - 1987. - Vol.24. - P.145-150.
[16] Валиев Р.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. - М.: Логос, 2000. - 272 с.[16] Valiev R.Z., Alexandrov I.V. Nanostructured materials obtained by intense plastic deformation. - M .: Logos, 2000 .-- 272 p.
[17] Saito Y., Tsuji N., Utsunomiya H. et. al. Ultra-fine grained bulk aluminum produced by Accumulative Roll-Bonding (ARB) process // Scripta Mater. 1998. - No.39. P.1221-1227.[17] Saito Y., Tsuji N., Utsunomiya H. et. al. Ultra-fine grained bulk aluminum produced by Accumulative Roll-Bonding (ARB) process // Scripta Mater. 1998. - No.39. P.1221-1227.
[18] Belyakov A., Sakai T. Miura H. and Kaibyshev R. Grain Refinement under Multiple Warm Deformation in 304 Type Austcnitic Stainless Steel // ISIJ International, 1999. Vol.39. - No.6 P.592-599.[18] Belyakov A., Sakai T. Miura H. and Kaibyshev R. Grain Refinement under Multiple Warm Deformation in 304 Type Austcnitic Stainless Steel // ISIJ International, 1999. Vol. 39. - No.6 P.592-599.
Claims (1)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2011148541/02A RU2468093C1 (en) | 2011-11-29 | 2011-11-29 | Method to produce stocks of steel of austenitic class |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2011148541/02A RU2468093C1 (en) | 2011-11-29 | 2011-11-29 | Method to produce stocks of steel of austenitic class |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2468093C1 true RU2468093C1 (en) | 2012-11-27 |
Family
ID=49254886
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2011148541/02A RU2468093C1 (en) | 2011-11-29 | 2011-11-29 | Method to produce stocks of steel of austenitic class |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2468093C1 (en) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2525006C1 (en) * | 2013-03-21 | 2014-08-10 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") | Thermomechanical processing of austenite 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 |
| RU2787279C1 (en) * | 2022-06-09 | 2023-01-09 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") | Method for obtaining hardened cylindrical blanks from austenitic stainless steel |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5767115A (en) * | 1980-10-13 | 1982-04-23 | Toyota Motor Corp | Heat treatment for hot forged parts |
| RU2020163C1 (en) * | 1991-01-15 | 1994-09-30 | Институт проблем сверхпластичности металлов | Process of thermomechanical treatment of products of austenite steel |
| US5660648A (en) * | 1993-04-05 | 1997-08-26 | Nippon Steel Corporation | Microalloyed steel for hot forging free of subsequent quenching and tempering, process for producing hot forging, and a hot forging |
| RU2181776C2 (en) * | 2000-01-05 | 2002-04-27 | Институт проблем сверхпластичности металлов РАН | Steel treatment method |
| RU2365631C1 (en) * | 2008-04-14 | 2009-08-27 | Открытое акционерное общество "Новокузнецкий металлургический комбинат" | Method of refining of steel in ladle-furnace |
-
2011
- 2011-11-29 RU RU2011148541/02A patent/RU2468093C1/en not_active IP Right Cessation
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5767115A (en) * | 1980-10-13 | 1982-04-23 | Toyota Motor Corp | Heat treatment for hot forged parts |
| RU2020163C1 (en) * | 1991-01-15 | 1994-09-30 | Институт проблем сверхпластичности металлов | Process of thermomechanical treatment of products of austenite steel |
| US5660648A (en) * | 1993-04-05 | 1997-08-26 | Nippon Steel Corporation | Microalloyed steel for hot forging free of subsequent quenching and tempering, process for producing hot forging, and a hot forging |
| RU2181776C2 (en) * | 2000-01-05 | 2002-04-27 | Институт проблем сверхпластичности металлов РАН | Steel treatment method |
| RU2365631C1 (en) * | 2008-04-14 | 2009-08-27 | Открытое акционерное общество "Новокузнецкий металлургический комбинат" | Method of refining of steel in ladle-furnace |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2525006C1 (en) * | 2013-03-21 | 2014-08-10 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") | Thermomechanical processing of austenite 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 |
| RU2787279C1 (en) * | 2022-06-09 | 2023-01-09 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") | Method for obtaining hardened cylindrical blanks from austenitic stainless steel |
| RU2797893C1 (en) * | 2022-10-17 | 2023-06-09 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Центральный научно-исследовательский институт конструкционных материалов "Прометей" имени И.В. Горынина Национального исследовательского центра "Курчатовский институт" (НИЦ "Курчатовский институт" - ЦНИИ КМ "Прометей") | Method for manufacturing forging blanks from austenitic steels |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Azushima et al. | Severe plastic deformation (SPD) processes for metals | |
| EP2868759B1 (en) | ALPHA + BETA TYPE Ti ALLOY AND PROCESS FOR PRODUCING SAME | |
| CN111826550B (en) | Moderate-strength nitric acid corrosion resistant titanium alloy | |
| KR101743380B1 (en) | Titanium sheet | |
| CN110592490B (en) | High-strength-ductility plasticity-free unstable hot-rolled medium manganese steel and preparation method thereof | |
| Srinivasan et al. | Scaling up of equal channel angular pressing (ECAP) for the production of forging stock | |
| Miura et al. | Evolution of ultra-fine grains in az31 and az61 mg alloys during multi directional forging and their properties | |
| CN113235014A (en) | High-performance silicon-containing ferrite/martensite steel | |
| Bhardwaj et al. | Evolution of microstructure and mechanical properties of Ti6Al4V alloy by multiple passes of constrained groove pressing at elevated temperature | |
| RU2468093C1 (en) | Method to produce stocks of steel of austenitic class | |
| CN109136804B (en) | Preparation method of high-toughness superfine two-phase lamellar structure QAL10-4-4 aluminum bronze alloy plate | |
| Kaibyshev et al. | Cost‐Affordable Technique Involving Equal Channel Angular Pressing for the Manufacturing of Ultrafine Grained Sheets of an Al–Li–Mg–Sc Alloy | |
| RU2488637C1 (en) | Method for obtaining steel ingots of austenitic class with nanocrystalline structure | |
| CN111944958B (en) | Preparation method of high-strength block 316L stainless steel | |
| Popov et al. | Effect of heat-treatment conditions on structural and phase transformations in a two-phase α+ β titanium alloy subjected to thermomechanical treatment | |
| RU2692539C1 (en) | Method of obtaining volumetric blanks of high-manganese steel with recrystallized fine-grained structure | |
| JPH01127653A (en) | Manufacture of alpha+beta type titanium alloy cold rolled plate | |
| RU2635650C1 (en) | Method of thermomechanical processing of high-alloyed pseudo- (titanium alloys alloyed by rare and rare-earth metals | |
| Rudskoi et al. | PHYSICAL FUNDAMENTALS OF THERMOMECHANICAL PROCESSING IN ULTRAFINE-GRAINED METALLIC MATERIALS MANUFACTURING. | |
| Maloy et al. | Viability of thin wall tube forming of ATF FeCrAl | |
| TWI744780B (en) | Processed titanium material and its manufacturing method | |
| CN112725698B (en) | Multi-scale structure block material and preparation method and application thereof | |
| JP6794586B1 (en) | Processed titanium material and its manufacturing method | |
| Salishchev et al. | Characterization of submicron-grained Ti-6Al-4V sheets with enhanced superplastic properties | |
| Joshi et al. | Effect of straining on heat treated 304 austenitic stainless steel |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20201130 |