RU2598744C1 - Method of thermomechanical treatment of metastable austenitic steel - Google Patents
Method of thermomechanical treatment of metastable austenitic steel Download PDFInfo
- Publication number
- RU2598744C1 RU2598744C1 RU2015124796/02A RU2015124796A RU2598744C1 RU 2598744 C1 RU2598744 C1 RU 2598744C1 RU 2015124796/02 A RU2015124796/02 A RU 2015124796/02A RU 2015124796 A RU2015124796 A RU 2015124796A RU 2598744 C1 RU2598744 C1 RU 2598744C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- deformation
- temperature
- steel
- cooling
- liquid nitrogen
- Prior art date
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к области металлургии железа, более конкретно к изменению механических свойств метастабильной аустенитной стали путем деформации, в том числе низкотемпературной (с охлаждением в жидком азоте), теплой деформации T=673-973 K (400-700°С) и последующих отжигов 873-1073 K (600-800°С), длительностью от 200 с до 1 ч. Предложенный способ может быть использован при обработке давлением заготовок и деталей высоконагруженных конструкций из стали.The invention relates to the field of iron metallurgy, and more particularly to a change in the mechanical properties of metastable austenitic steel by deformation, including low-temperature (with cooling in liquid nitrogen), warm deformation T = 673-973 K (400-700 ° C) and subsequent annealing of 873 -1073 K (600-800 ° C), lasting from 200 s to 1 h. The proposed method can be used in the pressure treatment of workpieces and parts of highly loaded steel structures.
Известен способ термомеханической обработки сталей аустенитного класса (патент РФ №2525006, МПК C21D6/00, опубл. 10.08.2014). В этом способе сталь подвергают обработке, состоящей из комбинации пластической деформации в интервале температур Т=673-973 K в два этапа и отпусков при Т=673-873 К. Деформация ведется в аустенитной области, общая достигаемая степень логарифмической деформации e>2.5. Недостатком этого способа является использование относительно высоких степеней деформации при высоких температурах.A known method of thermomechanical processing of steels of austenitic class (RF patent No. 2525006, IPC C21D6 / 00, publ. 08/10/2014). In this method, the steel is subjected to a treatment consisting of a combination of plastic deformation in the temperature range T = 673–973 K in two stages and tempering at T = 673–873 K. The deformation is carried out in the austenitic region; the total achieved degree of logarithmic deformation is e> 2.5. The disadvantage of this method is the use of relatively high degrees of deformation at high temperatures.
Известен способ криогенно-деформационной обработки стали, включающий закалку, пластическую деформацию при криогенных температурах в несколько стадий с суммарной степенью деформации 50-90%, низкотемпературный отпуск после каждой стадии при температуре 220-270°C и высокотемпературный отпуск на заключительной стадии обработки заготовок (патент РФ №2394922, МПК C21D 8/00, опубл. 20.07.2010). Недостатком данного способа обработки является высокая (>30%) объемная доля мартенсита в структуре стали.A known method of cryogenic-deformation processing of steel, including hardening, plastic deformation at cryogenic temperatures in several stages with a total degree of deformation of 50-90%, low-temperature tempering after each stage at a temperature of 220-270 ° C and high-temperature tempering at the final stage of processing billets (patent RF №2394922, IPC C21D 8/00, publ. 07.20.2010). The disadvantage of this processing method is the high (> 30%) volume fraction of martensite in the steel structure.
Наиболее близким по технической сущности решением, выбранным в качестве прототипа, является способ обработки сталей, заключающийся в измельчении микроструктуры посредством пластической деформации, отличающийся 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. Одним из вариантов применения этого способа обработки является использование деформации аустенитных и аустенито-ферритных нержавеющих сталей при температуре ниже МД, затем повторная деформация в интервале 600-800°С; а также новый цикл деформации при температуре ниже МД и нагрев до температуры обратного превращения 600-650oС (патент РФ №2181776, МПК C21D 8/00, опубл. 27.04.2002). Недостатком этого способа обработки является использование значительного числа операций и высокая общая суммарная степень деформации, задаваемая образцу, что накладывает ограничение на размеры обрабатываемых деталей.The closest technical solution, selected as a prototype, is a method of processing steels, which consists in grinding the microstructure by 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 regulated stage-by-stage temperature reduction to obtaining the final grain size D KR . One of the applications of this processing method is the use of deformation of austenitic and austenitic-ferritic stainless steels at temperatures below M D , then re-deformation in the range of 600-800 ° C; as well as a new deformation cycle at a temperature below M D and heating to a temperature of reverse transformation of 600-650 o C (RF patent No. 2181776, IPC C21D 8/00, publ. 04/27/2002). The disadvantage of this processing method is the use of a significant number of operations and a high total total degree of deformation specified by the sample, which imposes a restriction on the dimensions of the machined parts.
Задачей предлагаемого изобретения является разработка способа термомеханической обработки (ТМО) метастабильной аустенитной стали, позволяющего повысить ее прочностные свойства при относительно невысоких степенях деформации с сохранением высокой объемной доли аустенитной структуры.The objective of the invention is to develop a method of thermomechanical processing (TMT) of metastable austenitic steel, which allows to increase its strength properties at relatively low degrees of deformation while maintaining a high volume fraction of austenitic structure.
Технический результат изобретения заключается в том, что предлагаемые режимы термомеханической обработки позволяют получить субмикрокристаллическую структуру с регламентированной высокой (до 95%) объемной долей аустенита, высокие прочностные свойства за счет реализации прямых и обратных (γ→α′→γ) мартенситных превращений, формирования структуры типа «пакетного аустенита» и дополнительного фазового наклепа. Относительно невысокие (e<1) общие степени деформации и ограниченное количество используемых технологических операций (низкотемпературная деформация, теплая деформация, отжиг) повышают экономическую эффективность данного способа по сравнению с прототипом. Комбинация теплой деформации и отжигов позволяют в широком диапазоне изменять содержание мартенсита, повышая объемную долю аустенита и пластичность материала.The technical result of the invention lies in the fact that the proposed thermomechanical processing modes allow to obtain a submicrocrystalline structure with a regulated high (up to 95%) volume fraction of austenite, high strength properties due to the implementation of direct and reverse (γ → α ′ → γ) martensitic transformations, structure formation such as “packet austenite” and additional phase hardening. Relatively low (e <1) overall degrees of deformation and a limited number of technological operations used (low temperature deformation, warm deformation, annealing) increase the economic efficiency of this method compared to the prototype. The combination of warm deformation and annealing allows a wide range of changes in the martensite content, increasing the volume fraction of austenite and the ductility of the material.
Для решения поставленной задачи предложен способ термомеханической обработки метастабильной аустенитной стали, включающий пластическую деформацию методом прокатки с охлаждением заготовки при температуре кипения жидкого азота (T=77 K). Перед низкотемпературной деформацией заготовку подвергают отжигу при температуре 1373 К (1100°С) 1 ч с последующей закалкой в воду. Низкотемпературную прокатку проводят за несколько проходов до истинной логарифмической степени деформации e=0.1-0.2. Между проходами заготовка выдерживается при температуре кипения жидкого азота (T=77 K). Затем производят нагрев до температур T=673-973 K (400-700°С) и пластическую деформацию прокаткой за один или два прохода с общей степенью логарифмической деформации e≤0.5 с последующим охлаждением в воде. После теплой деформации осуществляются отжиги в интервале температур Т=673-1073 К (600-800°С) с временем выдержки от 200 с до 1 ч с последующим охлаждением на воздухе.To solve this problem, a method for thermomechanical processing of metastable austenitic steel is proposed, including plastic deformation by rolling with cooling of the workpiece at a boiling point of liquid nitrogen (T = 77 K). Before low-temperature deformation, the billet is annealed at a temperature of 1373 K (1100 ° C) for 1 h, followed by quenching in water. Low-temperature rolling is carried out in several passes to the true logarithmic degree of deformation e = 0.1-0.2. Between the passes, the workpiece is kept at the boiling point of liquid nitrogen (T = 77 K). Then, heating is carried out to temperatures T = 673–973 K (400–700 ° C) and plastic deformation is performed by rolling in one or two passes with a total degree of logarithmic deformation e≤0.5, followed by cooling in water. After warm deformation, annealing is carried out in the temperature range T = 673-1073 K (600-800 ° C) with a holding time of 200 s to 1 h, followed by cooling in air.
Достигаемый технический результат подтверждается данными, приведенными в таблице 1.The technical result achieved is confirmed by the data shown in table 1.
Механические испытания на растяжения проводились по ГОСТ 1497-84 при комнатной температуре. Структурные исследования проводили методом просвечивающей электронной микроскопии. Содержание фаз в стали исследовалось методом рентгеноструктурного фазового анализа и измерений удельной намагниченности.Mechanical tensile tests were carried out according to GOST 1497-84 at room temperature. Structural studies were performed by transmission electron microscopy. The phase content in the steel was studied by X-ray phase analysis and specific magnetization measurements.
Исследования структуры и фазового состава стали показали, что низкотемпературная деформация приводит к развитию прямого γ→α′ деформационного мартенситного превращения, формированию ламельной структуры, содержащей двойникованный аустенит, пакетный α′-мартенсит и пластины ε-мартенсита. Содержание α′-мартенсита составляет ~ 55-75%. Теплая деформация при Т=400-500°С после низкотемпературной деформации не приводит к реализации обратного α′→γ превращения. Содержание мартенсита при этом достигает 60-75%, прочностные свойства значительно увеличиваются, пластичность снижается (таблица 1). Пластическая деформация при Т=400-700°С приводит к формированию ламельной структуры с повышенной плотностью дислокаций, множественными дефектами упаковки и нанодвойниками деформации. При Т=600-700°С в процессе деформации реализуется обратное α′→γ превращение. Деформация при Т=700°С приводит к увеличению средних размеров аустенитных фрагментов и развитию динамической рекристаллизации. Деформация при Т≥600°С в комбинации с последующими отжигами позволяет значительно увеличить объемную долю аустенита до 95%. При этом достигаются высокие прочностные и пластические свойства (таблица 1).Studies of the structure and phase composition of steel showed that low-temperature deformation leads to the development of direct γ → α ′ deformation martensitic transformation, the formation of a lamella structure containing twin austenite, batch α′-martensite and ε-martensite plates. The content of α′-martensite is ~ 55-75%. Warm deformation at T = 400-500 ° C after low-temperature deformation does not lead to the realization of the inverse α ′ → γ transformation. The martensite content in this case reaches 60-75%, strength properties increase significantly, ductility decreases (table 1). Plastic deformation at T = 400-700 ° C leads to the formation of a lamellar structure with an increased dislocation density, multiple stacking faults, and deformation nanodoubles. At T = 600–700 ° С, the inverse α ′ → γ transformation is realized during deformation. Deformation at T = 700 ° C leads to an increase in the average size of austenitic fragments and the development of dynamic recrystallization. Deformation at T≥600 ° C in combination with subsequent annealing can significantly increase the volume fraction of austenite to 95%. In this case, high strength and plastic properties are achieved (table 1).
Таблица 1. Содержание фаз, предел текучести σ0.1, предел прочности и относительное удлинение δ при испытании на растяжение при Т=20°С.Table 1. The phase content, yield strength σ 0.1 , tensile strength and elongation δ during tensile testing at T = 20 ° C.
ТМО-1: прокатка с охлаждением в жидком азоте, ε≈17%; прокатка при Т=500°С, ε≈40%.
ТМО-2: прокатка с охлаждением в жидком азоте, ε≈17%; прокатка при Т=600°С, ε≈40%; отпуск при Т=600°С, 1 ч.
ТМО-3: прокатка с охлаждением в жидком азоте, ε≈17%; прокатка при Т=600°С, ε≈40%; отпуск при Т=800°С, 200 с.Note:
TMO-1: rolling with cooling in liquid nitrogen, ε≈17%; rolling at T = 500 ° C, ε≈40%.
TMO-2: rolling with cooling in liquid nitrogen, ε≈17%; rolling at T = 600 ° C, ε≈40%; vacation at T = 600 ° C, 1 h.
TMO-3: rolling with cooling in liquid nitrogen, ε≈17%; rolling at T = 600 ° C, ε≈40%; vacation at T = 800 ° C, 200 s.
Электронно-микроскопические исследования показали, что микроструктура стали после ТМО представлена преимущественно аустенитными ламелями - «пакетный аустенит» (рисунок 1) по форме и размерам, напоминающими пакетный мартенсит. Между аустенитными ламелями наблюдаются как малоугловые, так и высокоугловые, в том числе двойниковые, разориентировки, что характерно для разориентировок в мартенситном пакете и между пакетами. На рисунке 1в и 1 г представлены темнопольные изображения в рефлексах, принадлежащих двум осям зон [110] и [130]. Между представленными фрагментами наблюдаются высокоугловые разориентировки, размеры фрагментов субмикрокристаллического масштаба.Electron-microscopic studies showed that the microstructure of steel after thermoelectric alloys is predominantly represented by austenitic lamellas - “packet austenite” (Figure 1) in shape and size resembling packet martensite. Between the austenitic lamellas, both small-angle and high-angle, including twin, misorientations are observed, which is typical for misorientations in the martensitic packet and between packets. Figures 1c and 1d show dark-field images in reflections belonging to two axis axes [110] and [130]. Between the presented fragments, high-angle misorientations and sizes of fragments of submicrocrystalline scale are observed.
Высокотемпературные отжиги различной длительности после теплой деформации позволяет в широком диапазоне изменять объемную долю фаз, повышая объемную долю аустенита до 95%. При этом прочностные свойства стали уменьшаются, пластичность существенно увеличивается (таблица 1). Предложенные варианты ТМО позволяют в 4-5 раз повысить предел текучести стали по сравнению с исходным значением. Достигаемые при этом свойства сравнимы с прототипом - сталь близкого состава 12Х18Н10Т после интенсивной пластической деформации и отжигов. В прототипе используется высокотемпературная деформация аустенитной стали при Т>900°C с общей степенью деформации 60-120%, деформация ниже температуры Мд с общей степенью 30-50%, дополнительные отжиги и (или) пластическая деформация при Т=600-800°C. При этом количество операций обработки более трех. В отличие от прототипа для обработки метастабильной аустенитной стали не используется высокотемпературная деформация, общая суммарная деформация, задаваемая образцу менее 60% (истинная логарифмическая деформация e<1). Количество операций обработки ограничено тремя. Принципиальным отличием является использование «теплой» деформации в интервале Т=400-700°C после низкотемпературной деформации с целью дополнительного наклепа и формирования субмикрокристаллического аустенита в процессе обратного мартенситного превращения. Регламентированное содержание аустенита достигается комбинацией теплой деформации и последующих отпусков. Повышение прочности и высокие значения пластичности достигаются за счет формирования субмикрокристаллической преимущественно аустенитной структуры.High-temperature annealing of various durations after warm deformation makes it possible to change the volume fraction of phases in a wide range, increasing the volume fraction of austenite to 95%. At the same time, the strength properties of steel are reduced, ductility is significantly increased (table 1). The proposed TMT options allow a 4–5-fold increase in the yield strength of steel compared to the initial value. The properties achieved in this case are comparable with the prototype — steel of a similar composition 12X18H10T after intense plastic deformation and annealing. The prototype uses high-temperature deformation of austenitic steel at T> 900 ° C with a total degree of deformation of 60-120%, deformation below the temperature MD with a total degree of 30-50%, additional annealing and (or) plastic deformation at T = 600-800 ° C . Moreover, the number of processing operations is more than three. In contrast to the prototype, high-temperature deformation, the total total deformation set to the sample less than 60% (true logarithmic deformation e <1), are not used for processing metastable austenitic steel. The number of processing operations is limited to three. The fundamental difference is the use of “warm” deformation in the range T = 400-700 ° C after low-temperature deformation with the aim of additional hardening and the formation of submicrocrystalline austenite in the process of reverse martensitic transformation. The regulated austenite content is achieved by a combination of warm deformation and subsequent tempering. An increase in strength and high ductility values are achieved due to the formation of a submicrocrystalline predominantly austenitic structure.
Примеры конкретного осуществления изобретения приведены ниже:Examples of specific embodiments of the invention are given below:
Пример 1Example 1
Лист толщиной 12 мм стали 08Х18Н10Т промышленного производства был закален на аустенит 1100°С, 1 ч вода. Образцы размерами 30×20×12 мм охлаждались в жидком азоте до прекращения «кипения», после чего помещались на прокатный стан. Конечная толщина составляла ≈10 мм, ε≈17% достигалась за 2 прохода, между проходами образцы охлаждались в жидком азоте. После низкотемпературной деформации образцы отогревались до комнатной температуры и помещались в печь при температуре Т=600°С. По достижении указанной температуры образцы прокатывались за один проход до толщины ≈6 мм, ε≈40%. По выходу из стана образцы охлаждались в воде. Отпуск проводился в среде инертного газа при температуре Т=600°С в течение 1 ч с последующим охлаждением на воздухе. Содержание фаз и достигнутые прочностные свойства представлены в таблице - ТМО-2.A sheet of 12 mm thick steel 08X18H10T of industrial production was hardened to austenite 1100 ° C, 1 h water. Samples 30 × 20 × 12 mm in size were cooled in liquid nitrogen until the “boiling” ceased, after which they were placed on a rolling mill. The final thickness was ≈10 mm, ε≈17% was achieved in 2 passes, between the passes the samples were cooled in liquid nitrogen. After low-temperature deformation, the samples were warmed to room temperature and placed in an oven at a temperature of T = 600 ° C. Upon reaching the indicated temperature, the samples were rolled in one pass to a thickness of ≈6 mm, ε≈40%. Upon exiting the mill, the samples were cooled in water. Vacation was carried out in an inert gas at a temperature of T = 600 ° C for 1 h, followed by cooling in air. The phase content and the achieved strength properties are presented in the table - TMO-2.
Пример 2Example 2
Лист толщиной 12 мм стали 08Х18Н10Т промышленного производства был закален на аустенит 1100°С, 1 ч вода. Образцы размерами 30×20×12 мм охлаждались в жидком азоте до прекращения «кипения», после чего помещались на прокатный стан. Конечная толщина составляла ≈10 мм, ε≈17% достигалась за 3 прохода, между проходами образцы охлаждались в жидком азоте. После низкотемпературной деформации образцы отогревались до комнатной температуры и помещались в печь при температуре Т=600°С. По достижении указанной температуры образцы прокатывались за один проход до толщины ≈6 мм, ε≈40%. По выходу из стана образцы охлаждались в воде. Отпуск проводился в среде инертного газа при температуре Т=800°С в течение 200 с с последующим охлаждением на воздухе. Достигнутые прочностные свойства представлены в таблице - ТМО-3. Структурное состояние стали представлено на рисунке 1, при этом содержание аустенита 95%. Полученная структура имеет субмикрокристаллические размеры.A sheet of 12 mm thick steel 08X18H10T of industrial production was hardened to austenite 1100 ° C, 1 h water. Samples 30 × 20 × 12 mm in size were cooled in liquid nitrogen until the “boiling” ceased, after which they were placed on a rolling mill. The final thickness was ≈10 mm, ε≈17% was achieved in 3 passes, between the passes the samples were cooled in liquid nitrogen. After low-temperature deformation, the samples were warmed to room temperature and placed in an oven at a temperature of T = 600 ° C. Upon reaching the indicated temperature, the samples were rolled in one pass to a thickness of ≈6 mm, ε≈40%. Upon exiting the mill, the samples were cooled in water. Vacation was carried out in an inert gas medium at a temperature of T = 800 ° C for 200 s, followed by cooling in air. The achieved strength properties are presented in the table - TMO-3. The structural state of steel is shown in Figure 1, with an austenite content of 95%. The resulting structure has submicrocrystalline dimensions.
К преимуществам изобретения следует отнести меньшую суммарную степень деформации, задаваемую образцу, меньшее количество операций, меньшие температуры деформации (неиспользование высокотемпературной деформации), по сравнению с прототипом, что значительно упрощает технологический процесс и снижает энергозатраты и, как следствие, стоимость проведения обработки. Кроме того, предложенные режимы позволяют формировать в стали регламентированное содержание аустенита (до 95%) с высокими прочностными характеристиками при сохранении достаточного запаса пластичности. Также предложенный метод позволяет в широких пределах варьировать содержание фаз, прочностные и пластические характеристики стали. Эти результаты свидетельствуют о высокой эффективности предложенного способа повышения прочности метастабильной аустенитной стали.The advantages of the invention include a lower total degree of deformation specified by the sample, fewer operations, lower deformation temperatures (non-use of high temperature deformation), compared with the prototype, which greatly simplifies the process and reduces energy consumption and, as a consequence, the cost of processing. In addition, the proposed modes make it possible to form a regulated austenite content in steel (up to 95%) with high strength characteristics while maintaining a sufficient ductility margin. Also, the proposed method allows a wide range to vary the phase content, strength and plastic characteristics of steel. These results indicate the high efficiency of the proposed method for increasing the strength of metastable austenitic steel.
Claims (1)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2015124796/02A RU2598744C1 (en) | 2015-06-24 | 2015-06-24 | Method of thermomechanical treatment of metastable austenitic steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2015124796/02A RU2598744C1 (en) | 2015-06-24 | 2015-06-24 | Method of thermomechanical treatment of metastable austenitic steel |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2598744C1 true RU2598744C1 (en) | 2016-09-27 |
Family
ID=57018546
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2015124796/02A RU2598744C1 (en) | 2015-06-24 | 2015-06-24 | Method of thermomechanical treatment of metastable austenitic steel |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2598744C1 (en) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2640702C1 (en) * | 2016-12-09 | 2018-01-11 | федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" | Method of deformation-thermal treatment of austenitic corrosion-resistant steels |
| RU2684759C1 (en) * | 2017-06-08 | 2019-04-12 | Инно Инструмент (Чайна) .Инк | Heating capacity for welding machine and welding machine |
| CN111139347A (en) * | 2020-01-17 | 2020-05-12 | 黄河科技学院 | Method for rapidly refining metastable austenite grain structure |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU1678859A1 (en) * | 1989-12-06 | 1991-09-23 | Научно-исследовательский институт конструкционных материалов и технологических процессов при МГТУ им.Н.Э.Баумана | Method for processing parts of austenitic steels |
| SU1733485A1 (en) * | 1989-08-08 | 1992-05-15 | Институт проблем сверхпластичности металлов АН СССР | Method for treatment of austenitic stainless steel |
| JPH1065230A (en) * | 1996-08-23 | 1998-03-06 | Toko Inc | Piezoelectric transformer |
| RU2451754C1 (en) * | 2011-05-23 | 2012-05-27 | Российская Федерация, от имени которой выступает государственный заказчик Министерство промышленности и торговли Российской Федерации (Минпромторг России) | Method for high-strength austenitic steel processing |
| 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 |
-
2015
- 2015-06-24 RU RU2015124796/02A patent/RU2598744C1/en not_active IP Right Cessation
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU1733485A1 (en) * | 1989-08-08 | 1992-05-15 | Институт проблем сверхпластичности металлов АН СССР | Method for treatment of austenitic stainless steel |
| SU1678859A1 (en) * | 1989-12-06 | 1991-09-23 | Научно-исследовательский институт конструкционных материалов и технологических процессов при МГТУ им.Н.Э.Баумана | Method for processing parts of austenitic steels |
| JPH1065230A (en) * | 1996-08-23 | 1998-03-06 | Toko Inc | Piezoelectric transformer |
| RU2451754C1 (en) * | 2011-05-23 | 2012-05-27 | Российская Федерация, от имени которой выступает государственный заказчик Министерство промышленности и торговли Российской Федерации (Минпромторг России) | Method for high-strength austenitic steel processing |
| 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 |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2640702C1 (en) * | 2016-12-09 | 2018-01-11 | федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" | Method of deformation-thermal treatment of austenitic corrosion-resistant steels |
| RU2684759C1 (en) * | 2017-06-08 | 2019-04-12 | Инно Инструмент (Чайна) .Инк | Heating capacity for welding machine and welding machine |
| CN111139347A (en) * | 2020-01-17 | 2020-05-12 | 黄河科技学院 | Method for rapidly refining metastable austenite grain structure |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2009503246A (en) | Austenitic stainless steel strip with bright surface finish and excellent mechanical properties | |
| Hong et al. | Effects of hot-working parameters on microstructural evolution of high nitrogen austenitic stainless steel | |
| CN107119234A (en) | A kind of refined crystalline strengthening method of invar alloy band | |
| RU2598744C1 (en) | Method of thermomechanical treatment of metastable austenitic steel | |
| JP2016172891A (en) | Production method of duplex stainless seamless steel tube | |
| Sharifi et al. | The effect of thermomechanical processing on the microstructure and mechanical properties of the nanocrystalline TiNiCo shape memory alloy | |
| CN109778075B (en) | Preparation method of medium manganese steel material with high yield ratio and continuous yield | |
| CN102626724B (en) | Method for producing titanium alloy pipe | |
| CN107400828A (en) | A kind of cold-rolled steel sheet of high strength and ductility containing vanadium and preparation method thereof | |
| Duan et al. | Effects of quenching process on mechanical properties and microstructure of high strength steel | |
| JP6202010B2 (en) | Manufacturing method of high-strength duplex stainless steel seamless steel pipe | |
| RU2434949C1 (en) | Procedure for treatment of hot rolled metal for cold die forging of fasteners | |
| RU2482197C1 (en) | Method for deformation-thermal processing of austenitic stainless steels | |
| CN109517947A (en) | A kind of preparation method containing manganese TRIP steel in aluminium | |
| Park et al. | Effect of grain size on mechanical properties of dual phase steels composed of ferrite and martensite | |
| RU2641429C1 (en) | Method to increase strength of stable austenitic steel | |
| Somani et al. | Innovation and processing of novel tough ductile ultra-high strength steels through TMR-DQP processing route | |
| JPWO2016079922A1 (en) | Manufacturing method of high strength stainless steel seamless steel pipe for oil well | |
| Arlazarov et al. | Characterization of microstructure formation and mechanical behavior of an advanced medium Mn steel | |
| Akkuzin et al. | Strengthening of stable Cr-Ni austenitic stainless steel under thermomechanical treatments | |
| RU2790707C1 (en) | Method of multiple deformation-heat treatment of austenitic corrosion-resistant steel | |
| RU2366728C1 (en) | Method of production of plate iron out of austenite non magnetic steel | |
| Reis et al. | An in situ high-temperature X-ray diffraction study of phase transformations in maraging 300 steel | |
| RU2640702C1 (en) | Method of deformation-thermal treatment of austenitic corrosion-resistant steels | |
| CN109536686A (en) | The preparation method of manganese TRIP steel in a kind of Nb-microalloying |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20200625 |