RU2675877C1 - Способы обработки металлических сплавов - Google Patents

Способы обработки металлических сплавов Download PDF

Info

Publication number
RU2675877C1
RU2675877C1 RU2016118424A RU2016118424A RU2675877C1 RU 2675877 C1 RU2675877 C1 RU 2675877C1 RU 2016118424 A RU2016118424 A RU 2016118424A RU 2016118424 A RU2016118424 A RU 2016118424A RU 2675877 C1 RU2675877 C1 RU 2675877C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
stainless steel
temperature
super
alloy
superaustenitic
Prior art date
Application number
RU2016118424A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2016118424A (ru
Inventor
Робин М. ФОРБЗ ДЖОУНС
Рамеш С. МИНИСАНДРАМ
Original Assignee
ЭйТиАй ПРОПЕРТИЗ ЭлЭлСи
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by ЭйТиАй ПРОПЕРТИЗ ЭлЭлСи filed Critical ЭйТиАй ПРОПЕРТИЗ ЭлЭлСи
Publication of RU2016118424A publication Critical patent/RU2016118424A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2675877C1 publication Critical patent/RU2675877C1/ru

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
    • B21J5/00—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/055—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 20% but less than 30%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
    • C22C30/02—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/002—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working by rapid cooling or quenching; cooling agents used therefor
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
    • C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/07—Alloys based on nickel or cobalt based on cobalt

Abstract

Изобретение относится к области металлургии, в частности к способам термомеханической обработки супераустенитных нержавеющих сталей. Способ обработки супераустенитной нержавеющей стали включает нагрев стали до рабочего диапазона температур от температуры рекристаллизации до температуры ниже начальной температуры плавления стали, обработку стали давлением в рабочем диапазоне температур, нагрев стали до температуры в рабочем диапазоне температур, при этом супераустенитная нержавеющая сталь не охлаждается до температуры ниже рабочего диапазона температур в течение периода времени от упомянутой обработки стали давлением до нагрева по меньшей мере поверхностной области. Затем осуществляют выдержку стали в рабочем диапазоне температур в течение периода времени, достаточного для рекристаллизации поверхностной области стали и для минимизации роста зерен в стали, и охлаждение стали от рабочего диапазона температур со скоростью охлаждения и до температуры, обеспечивающих минимизацию роста зерен в стали. Обеспечивается повышение коррозионной стойкости за счет формирования равноосной рекристаллизованной структуры зерен в поперечном сечении заготовок. 4 н. и 33 з.п. ф-лы, 9 ил., 6 пр.

Description

[0001] Настоящее изобретение относится к способам термомеханической обработки металлических сплавов.
УРОВЕНЬ ТЕХНИКИ
[0002] Когда происходит термомеханическая обработка (т.е. горячая обработка давлением) заготовки из металлического сплава, например, слитка, бруска или болванки, поверхность заготовки охлаждается быстрее, чем внутренняя часть заготовки. Конкретный пример этого явления можно наблюдать, когда брусок металлического сплава нагревают, а затем куют, используя пресс для радиальной ковки или пресс для свободной ковки. Во время горячей ковки происходит деформация зернистой структуры металлического сплава вследствие действия штампов. Если температура металлического сплава во время деформации ниже, чем температура рекристаллизации сплава, рекристаллизация сплава происходить не будет, что приведет к появлению зернистой структуры, состоящей из продолговатых нерекристаллизованных зерен. Если температура металлического сплава во время деформации, наоборот, выше или равна температуре рекристаллизации сплава, будет происходить рекристаллизация сплава в равноосную структуру.
[0003] Так как перед горячей ковкой заготовки металлических сплавов, как правило, нагревают до температур, превышающих температуру рекристаллизации сплава, внутренняя часть заготовки, которая не охлаждается настолько быстро, как поверхность заготовки, обычно имеет полностью рекристаллизованную структуру при горячей ковке. При этом поверхность заготовки может содержать смесь из нерекристаллизованных гранул и полностью рекристаллизованных гранул вследствие более низких температур на поверхности, причиной которых является относительно быстрое охлаждение. Типовое изображение этого явления, приведенное на ФИГ.1, иллюстрирует макроструктуру прошедшего радиальную ковку бруска сплава Datalloy HPTM - супераустенитной нержавеющей стали, доступной от ATI Allvac, Монро, СК, США, характеризующуюся наличием нерекристаллизованных зерен в поверхностной области бруска. Наличие нерекристаллизованных зерен в поверхностной области является нежелательным, так как они, например, приводят к повышению уровня шумов во время ультразвукового контроля, снижая пользу от такого контроля. Испытание ультразвуком может быть необходимо для проверки состояния заготовки металлического сплава для использования в критических применениях. Во-вторых, нерекристаллизованные зерна снижают предел многоцикловой усталости.
[0004] Предыдущие попытки устранения нерекристаллизованных зерен в поверхностной области термомеханически обрабатываемой заготовки металлического сплава, такой как, например, кованный брусок, оказались неудовлетворительными. Например, во время обработки с целью устранения нерекристаллизованных зерен поверхностной области наблюдался чрезмерный рост зерен во внутренней части заготовок сплавов. Слишком крупные зерна также могут затруднить ультразвуковое испытание металлических сплавов. Чрезмерный рост зерен во внутренней части также может снижать предел усталости заготовки сплава до неприемлемых уровней. Кроме того, попытки устранения нерекристаллизованных зерен в поверхностной области термомеханически обрабатываемой заготовки сплава приводили к выделению вредных интерметаллических фаз, таких как, например, сигма-фаза (σ-фаза). Наличие таких выделений может снижать устойчивость к коррозии.
[0005] Было бы целесообразно разработать способы термомеханической обработки заготовок металлических сплавов так, чтобы минимизировать или устранить наличие нерекристаллизованных гранул в поверхностной области заготовки. Также было бы целесообразно разработать способы термомеханической обработки заготовок металлических сплавов так, чтобы обеспечить равноосную рекристаллизованную структуру зерен в поперечном сечении заготовки, при этом поперечное сечение практически не содержало бы вредных интерметаллических выделений, а средний размер зерен равноосной зерновой структуры (структуры зерен) был бы ограничен.
СУЩНОСТЬ ИЗОБРЕТЕНИЯ
[0006] В соответствии с одним неограничивающим аспектом настоящего изобретения способ обработки металлического сплава включает нагрев металлического сплава до температуры в рабочем диапазоне температур. Рабочий диапазон температур находится в пределах от температуры рекристаллизации металлического сплава до температуры чуть ниже начальной температуры плавления металлического сплава. Затем металлический сплав обрабатывают при температуре в рабочем диапазоне температур. После обработки металлического сплава поверхностную область металлического сплава нагревают до температуры в рабочем диапазоне температур. Поверхностную область металлического сплава поддерживают в рабочем диапазоне температур в течение периода времени, достаточного для рекристаллизации поверхностной области металлического сплава и для минимизации роста зерен во внутренней области металлического сплава. Металлический сплав охлаждают от рабочего диапазона температур до такой температуры и с такой скоростью охлаждения, которые минимизируют рост зерен в металлическом сплаве.
[0007] В соответствии с другим аспектом настоящего изобретения, неограничивающий вариант реализации способа обработки супераустенитной нержавеющей стали включает нагрев супераустенитной нержавеющей стали до температуры в рабочем диапазоне температур растворения интерметаллической фазы. Диапазон температур растворения интерметаллической фазы может находиться в пределах от температуры растворения интерметаллической фазы до температуры чуть ниже начальной температуры плавления супераустенитной нержавеющей стали. В неограничивающем варианте реализации изобретения интерметаллическая фаза представляет собой сигма-фазу (σ-фазу), содержащую интерметаллические соединения Fe-Cr-Ni. Супераустенитную нержавеющую сталь выдерживают в диапазоне температур растворения интерметаллической фазы в течение времени, достаточного для растворения интерметаллической фазы и минимизации роста зерен в супераустенитной нержавеющей стали. После этого супераустенитную нержавеющую сталь обрабатывают при температуре в рабочем диапазоне температур от температуры чуть выше температуры апекса кривой время-температура-превращение для интерметаллической фазы супераустенитной нержавеющей стали до температуры чуть ниже начальной температуры плавления супераустенитной нержавеющей стали. После обработки поверхностную область супераустенитной нержавеющей стали нагревают до температуры в диапазоне температур отжига, при этом диапазон температур отжига находится в пределах от температуры чуть выше температуры апекса кривой время-температура-превращение для интерметаллической фазы стали (сплава) до температуры чуть ниже начальной температуры плавления сплава. Температура супераустенитной нержавеющей стали не снижается до пересечения с кривой время-температура-превращение в течение периода времени от обработки сплава до нагрева по меньшей мере поверхностной области сплава до температуры в диапазоне температур отжига. Поверхностную область супераустенитной нержавеющей стали выдерживают в диапазоне температур отжига в течение периода времени, достаточного для рекристаллизации поверхностной области и минимизации роста зерен в супераустенитной нержавеющей стали. Сплав охлаждают до температуры и с такой скоростью охлаждения, которые позволяют препятствовать образованию интерметаллических выделений супераустенитной нержавеющей стали и минимизировать рост зерен.
[0008] В соответствии с другим неограничивающим аспектом настоящего изобретения, прошедшая горячую обработку давлением супераустенитная нержавеющая сталь содержит в массовых процентах относительно общей массы сплава: до 0,2 углерода, до 20 марганца, от 0,1 до 1,0 кремния, от 14,0 до 28,0 хрома, от 15,0 до 38,0 никеля, от 2,0 до 9,0 молибдена, от 0,1 до 3,0 меди, от 0,08 до 0,9 азота, от 0,1 до 5,0 вольфрама, от 0,5 до 5,0 кобальта, до 1,0 титана, до 0,05 бора, до 0,05 фосфора, до 0,05 серы, железо и случайные примеси. Супераустенитная нержавеющая сталь характеризуется равноосной рекристаллизованной структурой зерен в поперечном сечении сплава, а средний размер зерен находится в диапазоне от ASTM 00 до ASTM 3. Равноосная рекристаллизованная структура зерен прошедшей горячую обработку давлением супераустенитной нержавеющей стали практически не содержит выделений интерметаллической сигма-фазы.
КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ГРАФИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ
[0009] Признаки и преимущества описанных в данном документе способов, сплавов и изделий будут более понятны в сочетании с прилагающимися графическими материалами, где:
[0010] ФИГ.1 иллюстрирует макроструктуру прошедшего радиальную ковку бруска супераустенитной нержавеющей стали Datalloy HPTM, включая нерекристаллизованные зерна в поверхностной области бруска;
[0011] ФИГ.2 иллюстрирует макроструктуру прошедшего радиальную ковку бруска супераустенитной нержавеющей стали Datalloy HPTM, который был отожжен при высокой температуре (1177°С (2150°F));
[0012] ФИГ.3 представляет собой схему, иллюстрирующую неограничивающий вариант реализации способа обработки металлического сплава в соответствии с настоящим изобретением;
[0013] На ФИГ.4 приведена типовая диаграмма изотермических превращений для выделений интерметаллической сигма-фазы в аустенитной нержавеющей стали;
[0014] ФИГ.5 представляет собой схему, иллюстрирующую неограничивающий вариант реализации способа обработки супераустенитной нержавеющей стали в соответствии с настоящим изобретением;
[0015] ФИГ.6 представляет собой график зависимости температуры процесса от времени в соответствии с некоторыми неограничивающими вариантами реализации способов настоящего изобретения;
[0016] ФИГ.7 представляет собой график зависимости температуры процесса от времени в соответствии с некоторыми неограничивающими вариантами реализации способов настоящего изобретения;
[0017] ФИГ.8 иллюстрирует макроструктуру проката, содержащего супераустенитную нержавеющую сталь Datalloy HPTM, обработанную в соответствии с графиком зависимости температуры процесса от времени по ФИГ.6; и
[0018] ФИГ.9 иллюстрирует макроструктуру проката, содержащего супераустенитную нержавеющую сталь Datalloy HPTM, обработанную в соответствии с графиком зависимости температуры процесса от времени по ФИГ.7.
[0019] Читателю станут понятны вышеизложенные, а также другие детали после рассмотрения нижеприведенного подробного описания некоторых неограничивающих вариантов реализации в соответствии с настоящим изобретением.
ПОДРОБНОЕ ОПИСАНИЕ НЕКОТОРЫХ НЕОГРАНИЧИВАЮЩИХ ВАРИАНТОВ РЕАЛИЗАЦИИ ИЗОБРЕТЕНИЯ
[0020] Следует понимать, что некоторые описания вариантов реализации изобретения, описанные в данном документе, были упрощены для того, чтобы проиллюстрировать только те этапы, элементы, признаки и/или аспекты, которые существенны для четкого понимания раскрываемых вариантов реализации изобретения, в то время как другие этапы, элементы, признаки и/или аспекты были для ясности опущены. После рассмотрения настоящего описания раскрытых вариантов реализации изобретения специалисту в данной области техники станет понятно, что для конкретного осуществления или применения раскрытых вариантов реализации изобретения могут быть необходимы другие этапы, элементы и/или признаки. Однако так как для специалистов в данной области техники не составит труда установить и осуществить эти другие этапы, элементы и/или признаки после рассмотрения настоящего описания раскрытых вариантов реализации изобретения, и, следовательно, они не являются необходимыми для полного понимания раскрытых вариантов реализации изобретения, в данном документе не приведено описание таких этапов, элементов и/или признаков. Таким образом, следует понимать, что приведенное в данном документе описание является только примером и иллюстрацией раскрытых вариантов реализации изобретения и не ограничивает объем изобретения, который определяется исключительно формулой изобретения.
[0021] Также подразумевается, что любой приведенный в данном документе числовой диапазон включает в себя все входящие в него поддиапазоны. Например, подразумевается, что диапазон от «1» до «10» включает в себя все поддиапазоны между (и включая) приведенным минимальным значением «1» и приведенным максимальным значением «10», в которых минимальное значение равно или больше 1, а максимальное значение равно или меньше 10. Подразумевается, что любое приведенное в данном тексте максимальное числовое ограничение включает все входящие в него меньшие числовые ограничения, а любое приведенное в данном тексте минимальное числовое ограничение включает все входящие в него большие числовые ограничения. Соответственно, заявители оставляют за собой право вносить изменения в описание настоящего изобретения, включая формулу изобретения, с целью однозначного определения любого поддиапазона, который входит в рамки диапазонов, однозначно определенных в данном документе. Подразумевается, что все такие поддиапазоны по определению раскрыты в данном документе, и поэтому внесение изменений с целью однозначного определения любых таких поддиапазонов соответствует требованиям 35 U.S.C. 1 12, первый параграф, и 35 U.S.C. 1 32(a).
[0022] Употребляемая в данном документе грамматическая форма «один» включает в себя «по меньшей мере один» или «один или более», если не указано иное. Таким образом, употребляемая в данном документе форма «один» относится к одному или более (т.е. по меньшей мере одному) грамматическим объектам. Например, «(один) компонент» означает один или более компонентов и, таким образом, возможно, предполагается наличие более одного компонента, который может быть применен или использован при осуществлении описанных вариантов реализации изобретения.
[0023] Любые патенты, публикации или другой описательный материал, про которые говорится, что они в полном объеме или частично включены в данный документ посредством ссылки, включены в данный документ только в той степени, в которой включенный материал не противоречит настоящим определениям, утверждениям или другому описательному материалу, приведенному в данном описании. Следовательно, и в той степени, в которой это необходимо, приведенное в данном документе описание изобретения исключает любой противоречивый материал, включенный в данный документ посредством ссылки. Любой материал или его часть, про который говорится, что он включен в данный документ посредством ссылки, но который противоречит настоящим определениям, утверждениям или другому описательному материалу, приведенному в данном документе, включен только в той степени, при которой не возникает противоречий между этим включенным материалом и настоящим описательным материалом.
[0024] Описание настоящего изобретения включает описания различных вариантов реализации изобретения. Следует понимать, что все описанные в данном документе варианты реализации изобретения являются типовыми, иллюстративными и неограничивающими. Таким образом, изобретение не ограничивается описанием различных типовых, иллюстративных и неограничивающих вариантов реализации изобретения. Точнее, изобретение определено исключительно формулой изобретения, в которую можно вносить изменения с целью определения любых признаков, однозначно или по определению описанных или другим способом однозначно или по определению установленных в описании настоящего изобретения.
[0025] Наличие нерекристаллизованных поверхностных зерен в прошедшем горячую обработку бруске металлического сплава или другой заготовке можно устранить путем проведения термической обработки посредством отжига, при которой сплав нагревают до температуры отжига, превышающей температуру рекристаллизации сплава, и выдерживают при этой температуре до окончания рекристаллизации. Однако при такой обработке супераустенитные нержавеющие стали и некоторые другие аустенитные нержавеющие стали подвержены образованию вредных интерметаллических выделений, таких как выделения сигма-фазы. Нагрев крупных брусков и других крупных форм прокатов эти сплавов до температуры отжига может, например, привести к выделению вредных интерметаллических соединений, в частности, в центральной области прокатов. Следовательно, время и температуру отжига следует выбирать не только так, чтобы произошла рекристаллизация зерен поверхностной области, но и так, чтобы растворились любые интерметаллические соединения. Например, чтобы гарантировать растворение интерметаллических соединений по всему поперечному сечению крупного бруска, может понадобиться выдерживать брусок при повышенной температуре в течение значительного времени. Диаметр бруска является фактором, определяющим минимальное время выдержки для достаточного растворения вредных интерметаллических соединений, а минимальное время выдержки может составлять от одного до четырех часов или более. В неограничивающих вариантах реализации изобретения минимальное время выдержки составляет 2 часа, более 2 часов, 3 часа, 4 часа или 5 часов. Хотя можно подобрать температуру и время выдержки так, чтобы происходило как растворение интерметаллических соединений, так и рекристаллизация нерекристаллизованных зерен поверхностной области, выдержка при температуре растворения в течение длительного времени также может привести к росту зерен до неприемлемо больших размеров. Например, макроструктура прошедшего радиальную ковку бруска супераустенитной нержавеющей стали Datalloy HPTM, которую отжигали при высокой температуре (1177°С (2150°F)) в течение длительного времени, проиллюстрирована на ФИГ.2. Слишком крупные зерна, которые видно на ФИГ.2, образованные во время нагрева, затрудняют ультразвуковое испытание бруска для подтверждения его соответствия требованиям некоторых коммерческих применений. Кроме того, слишком крупные зерна снижают предел усталости металлического сплава до неприемлемо низких уровней.
[0026] Сплав ATI Datalloy HP TM в общем случае описан в заявке на патент США № 13/331135, которая в полном объеме включена в данный документ посредством ссылки. Определенный химический состав бруска супераустенитной нержавеющей стали ATI Datalloy HP TM , показанного на ФИГ.2, выраженный в массовых процентах относительно общей массы сплава, был следующим: 0,006 углерода; 4,38 марганца; 0,013 фосфора; 0,0004 серы; 0,26 кремния; 21,80 хрома; 29,97 никеля; 5,19 молибдена; 1,17 меди; 0,91 вольфрама; 2,70 кобальта; менее 0,01 титана; менее 0,01 ниобия; 0,04 ванадия; менее 0,01 алюминия; 0,380 азота; менее 0,01 циркония; остаточное железо и невыявляемые случайные примеси. В общем случае супераустенитная нержавеющая сталь ATI Datalloy HP TM содержит в массовых процентах относительно общей массы сплава: до 0,2 углерода, до 20 марганца, от 0,1 до 1,0 кремния, от 14,0 до 28,0 хрома, от 15,0 до 38,0 никеля, от 2,0 до 9,0 молибдена, от 0,1 до 3,0 меди, от 0,08 до 0,9 азота, от 0,1 до 5,0 вольфрама, от 0,5 до 5,0 кобальта, до 1,0 титана, до 0,05 бора, до 0,05 фосфора, до 0,05 серы, железо и случайные примеси.
[0027] На ФИГ.3, в соответствии с одним аспектом данного изобретения, схематически проиллюстрированы некоторые этапы неограничивающего варианта реализации 10 способа обработки металлического сплава. Способ 10 может включать нагрев 12 металлического сплава до температуры в рабочем диапазоне температур. Рабочий диапазон температур может находиться в пределах от температуры рекристаллизации металлического сплава до температуры, чуть ниже начальной температуры плавления металлического сплава. В одном неограничивающем варианте реализации способа 10 металлический сплав представляет собой супераустенитную нержавеющую сталь Datalloy HPTM, а рабочий диапазон температур находится в пределах от более чем 1038°С (1900°F) до 1177°С (2150°F). Кроме того, когда металлический сплав представляет собой супераустенитную нержавеющую сталь или другую аустенитную нержавеющую сталь, сплав предпочтительно нагревают 12 до температуры в рабочем диапазоне температур, которая является достаточно высокой, чтобы происходило растворение выделенных интерметаллических фаз, присутствующих в сплаве.
[0028] После нагрева до температуры в рабочем диапазоне температур, металлический сплав обрабатывают 14 в рабочем диапазоне температур. В неограничивающем варианте реализации изобретения обработка металлического сплава в рабочем диапазоне температур приводит к рекристаллизации зерен по меньшей мере внутренней области металлического сплава. Так как поверхностная область металлического сплава имеет тенденцию к более быстрому охлаждению, например, из-за охлаждения вследствие контакта с рабочими штампами, зерна в поверхностной области металлического сплава могут остывать ниже рабочего диапазона температур и не рекристаллизоваться во время обработки. В различных приведенных в данном документе неограничивающих вариантах реализации изобретения «поверхностная область» металлического сплава или заготовки металлического сплава относится к области от поверхности до глубины, составляющей 0,0254 мм, 0,254 мм, 2,54 мм (0,001 дюйма, 0,01 дюйма, 0,1 дюйма) или 2,54 см (1 дюйм) или более, внутрь сплава или заготовки. Следует понимать, что глубина поверхностной области, на которой не происходит рекристаллизация во время обработки 14, зависит от множества факторов, таких как, например, состав металлического сплава, температура сплава в начале обработки, диаметр или толщина сплава, температура рабочих штампов и тому подобное. Специалист в данной области техники без проведения ненужных экспериментов легко может определить глубину поверхностной области, на которой не происходит рекристаллизация во время обработки, следовательно, глубина поверхностной области, на которой не происходит рекристаллизация во время осуществления любого конкретного неограничивающего варианта реализации способа согласно настоящему изобретению, не подлежит дополнительному обсуждению в данном документе.
[0029] Так как поверхностная область во время обработки может не рекристаллизоваться во время обработки, после обработки металлического сплава и перед каким-либо преднамеренным охлаждением сплава по меньшей мере поверхностную область сплава нагревают 18 до температуры в рабочем диапазоне температур. Необязательно, после обработки 14 металлического сплава сплав переносят 16 в устройство для нагрева. В различных неограничивающих вариантах реализации изобретения устройство для нагрева включает по меньшей мере одно устройство из: печи, устройства с пламенным нагревом, устройства с индукционным нагревом или любое другое подходящее устройство для нагрева, известное специалисту в данной области техники. Следует понимать, что устройство для нагрева может находиться на рабочем месте или же штампы, валки или любое другое устройство для горячей обработки на рабочем месте можно нагревать, чтобы минимизировать охлаждение контактирующей с ними поверхностной области сплава во время обработки.
[0030] После того, как по меньшей мере поверхностную область нагревают 18 до температуры в рабочем диапазоне температур, температуру поверхностной области поддерживают 20 в рабочем диапазоне температур в течение времени, достаточного, чтобы произошла рекристаллизация поверхностной области металлического сплава так, чтобы все поперечное сечение металлического сплава оказалось рекристаллизованным. Применимо к супераустенитным нержавеющим сталям и аустенитным нержавеющим сталям, температура супераустенитной нержавеющей стали или аустенитной нержавеющей стали не снижается до пересечения с кривой время-температура-превращение в течение периода времени от обработки 14 сплава до нагрева 18 по меньшей мере поверхностной области сплава до температуры в диапазоне температур отжига. Это позволяет предотвратить выделение вредных интерметаллических фаз, таких как, например, сигма-фаза, в супераустенитной нержавеющей стали или аустенитной нержавеющей стали. Это ограничение дополнительно разъяснено ниже. В некоторых неограничивающих вариантах реализации способов в соответствии с настоящим изобретением, применимых к супераустенитным нержавеющим сталям и другим аустенитным нержавеющим сталям, период времени, в течение которого температуру нагретой поверхностной области поддерживают 20 в диапазоне температур отжига, является достаточным для рекристаллизации зерен в поверхностной области и растворения любых вредных выделений интерметаллических фаз.
[0031] После выдержки 20 металлического сплава в рабочем диапазоне температур для рекристаллизации поверхностной области сплава, сплав охлаждают 22. В некоторых неограничивающих вариантах реализации изобретения металлический сплав можно охлаждать до температуры окружающей среды. В некоторых неограничивающих вариантах реализации изобретения металлический сплав можно охлаждать от рабочего диапазона температур с такой скоростью охлаждения и до такой температуры, которых достаточно для минимизации роста зерен в металлическом сплаве. В неограничивающем варианте реализации изобретения скорость охлаждения во время этапа охлаждения представляет собой диапазон от 0,17 градусов Цельсия (0,3 градусов Фаренгейта) в минуту до 5,6 градусов Цельсия (10 градусов Фаренгейта) в минуту. Типовые способы охлаждения в соответствии с настоящим изобретением включают, но не ограничиваются этим, закалку (такую как, например, закалка в воде и закалка в масле), принудительное воздушное охлаждение и воздушное охлаждение. Следует понимать, что скорость охлаждения, которая минимизирует рост зерен в металлическом сплаве будет зависеть от многих факторов, включая, но, не ограничиваясь этим, состав металлического сплава, начальную рабочую температуру и диаметр или толщину металлического сплава. Комбинация этапов нагрева 18 по меньшей мере поверхностной области металлического сплава до рабочего диапазона температур и выдержки 20 поверхностной области в рабочем диапазоне температур в течение определенного периода времени, необходимого для рекристаллизации поверхностной области, называется в данном документе «мгновенным отжигом».
[0032] Употребляемый в данном документе в связи с представленными способами термин «металлический сплав» включает материалы, которые содержат основной или преобладающий металлический элемент, одну или более специальных легирующих добавок и случайные примеси. В контексте данного документа «металлический сплав» включает «коммерчески чистые материалы», а также другие материалы, состоящие из металлического элемента и случайных примесей. Предложенный способ можно применять в отношении любого подходящего металлического сплава. В соответствии с неограничивающим вариантом реализации изобретения способ согласно настоящему изобретению можно применять в отношении металлического сплава, выбранного из супераустенитной нержавеющей стали, аустенитной нержавеющей стали, сплава титана, коммерчески чистого титана, сплава никеля, жаропрочного сплава на основе никеля и сплава кобальта. В неограничивающем варианте реализации изобретения металлический сплав содержит аустенитный материал. В неограничивающем варианте реализации изобретения металлический сплав содержит один элемент из супераустенитной нержавеющей стали и аустенитной нержавеющей стали. В другом неограничивающем варианте реализации изобретения металлический сплав содержит супераустенитную нержавеющую сталь. В некоторых неограничивающих вариантах реализации изобретения сплав, обрабатываемый способом согласно настоящему изобретению, выбран из следующих сплавов: сплава ATI Datalloy HPTM (UNS не определен); сплава ATI Datalloy 2® ESR (UNS не определен); сплава 25-6HN (UNS N08367); сплава 600 (UNS N06600); сплава Hastelloy®G-2TM (UNS N06975); сплава 625 (UNS N06625); сплава 800 (UNS N08800); сплава 800H (UNS N08810), сплава 800AT (UNS N08811); сплава 825 (UNS N08825); сплава G3 (UNS N06985); сплава 2535 (UNS N08535); сплава 2550 (UNS N06255); и сплава 316L (UNS S31603).
[0033] Сплав ATI Datalloy 2® ESR доступен от ATI Allvac, Монро, Северная Каролина, США, и в общем случае описан в заявке на международный патент № WO 99/23267, которая в полном объеме включена в данный документ посредством ссылки. Сплав ATI Datalloy 2® ESR имеет следующий номинальный химический состав в массовых процентах относительно общей массы сплава: 0,03 углерода; 0,30 кремния; 15,1 марганца; 15,3 хрома; 2,1 молибдена; 2,3 никеля; 0,4 азота; и остаточное железо и случайные примеси. В общем случае сплав ATI Datalloy 2® содержит в массовых процентах относительно общей массы сплава: до 0,05 углерода; до 1,0 кремния; от 10 до 20 марганца; от 13,5 до 18,0 хрома; от 1,0 до 4,0 никеля; от 1,5 до 3,5 молибдена; от 0,2 до 0,4 азота; железо и случайные примеси.
[0034] Супераустенитные нержавеющие стали не соответствуют классическому определению нержавеющей стали, так как железо составляет менее 50 массовых процентов супераустенитной нержавеющей стали. По сравнению с традиционными аустенитными нержавеющими сталями супераустенитные нержавеющие стали демонстрируют более высокую устойчивость к питтинговой и щелевой коррозии в средах, содержащих галиды.
[0035] Этап обработки металлического сплава при повышенной температуре в соответствии с предложенным способом можно проводить, используя любой известный метод. Употребляемые в данном документе термины «формовка», «ковка» и «радиальная ковка» относятся к термомеханической обработке («ТМО»), которая в данном документе также может называться «термомеханической обработкой» или просто «обработкой». В контексте данного документа, если не указано иное, «обработка» относится к «горячей обработке давлением». В контексте данного документа «горячая обработка давлением» относится к контролируемой механической операции для формования металлического сплава при температурах, представляющих или превышающих температуру рекристаллизации металлического сплава. Термомеханическая обработка включает множество процессов формования металлического сплава, совмещающих контролируемые нагрев и деформирование для получения синергетического эффекта, такого как улучшение прочности без потери пластичности. Смотрите, например, ASM Materials Engineering Dictionary, J. R. Davis, ed., ASM International (1992), p. 480.
[0036] В различных неограничивающих вариантах реализации способа 10 в соответствии с настоящим изобретением и согласно ФИГ.3, обработка 14 металлического сплава включает по меньшей мере одно из: ковки, прокатки, обжимки, прессования и формования металлического сплава. В различных более конкретных неограничивающих вариантах реализации изобретения обработка 14 металлического сплава включает ковку металлического сплава. Различные неограничивающие варианты реализации изобретения могут включать обработку 14 металлического сплава при помощи по меньшей мере одного способа ковки, выбранного из вальцовки, обжимки, прокатки, ковки в открытых штампах, ковки с матричными штампами, ковки на прессе, автоматической горячей ковки, радиальной ковки и высадки. В неограничивающем варианте реализации изобретения для уменьшения охлаждения поверхностной области металлического сплава во время обработки можно использовать нагреваемые штампы, нагреваемые вальцы и/или тому подобные элементы.
[0037] В некоторых неограничивающих вариантах реализации способов в соответствии с настоящим изобретением и снова согласно ФИГ.3, нагрев поверхностной области 18 металлического сплава до температуры в рабочем диапазоне температур, может включать нагрев поверхностной области путем помещения сплава в печь для отжига или печь другого типа. В некоторых неограничивающих вариантах реализации способов в соответствии с настоящим изобретением нагрев поверхностной области 18 до рабочего диапазона температур включает по меньшей мере одно из: нагрева в печи, нагрева в пламени и индукционного нагрева.
[0038] В некоторых неограничивающих вариантах реализации способов в соответствии с настоящим изобретением и снова согласно ФИГ.3, выдержка 20 поверхностной области металлического сплава в рабочем диапазоне температур может включать выдержку поверхностной области в рабочем диапазоне температур в течение периода времени, достаточного для рекристаллизации нагретой поверхностной области металлического сплава и для минимизации роста зерен в металлическом сплаве. Чтобы предотвратить рост зерен в металлическом сплаве до слишком крупных размеров, например, в некоторых неограничивающих вариантах реализации изобретения период времени, в течение которого температуру поверхностной области поддерживают в рабочем диапазоне температур, может быть ограничен периодом времени, не превышающим время, необходимое для рекристаллизации нагретой поверхностной области металлического сплава, что приводит к образованию рекристаллизованных зерен по всему поперечному сечению металлического сплава. В других неограничивающих вариантах реализации изобретения выдержка 20 включает выдержку металлического сплава в рабочем диапазоне температур в течение периода времени, достаточного для выравнивания температуры металлического сплава от поверхности до центра формы металлического сплава. В конкретных неограничивающих вариантах реализации изобретения металлический сплав выдерживают 20 в рабочем диапазоне температур в течение периода времени в диапазоне от 1 минуты до 2 часов, от 5 минут до 60 минут или от 10 до 30 минут.
[0039] Кроме того, в неограничивающих вариантах реализации предложенных способов, применимых к супераустенитным нержавеющим сталям и аустенитным нержавеющим сталям, сплав предпочтительно обрабатывают 14, нагревают 18 поверхностную область и выдерживают 20 сплав при температурах в рабочем диапазоне температур, которые являются достаточно высокими, чтобы во время этих этапов поддерживать интерметаллические фазы, пагубно влияющие на механические и физические свойства сплавов, в состоянии твердого раствора или чтобы растворить любые выделенные интерметаллические фазы до состояния твердого раствора. В неограничивающем варианте реализации изобретения поддержание интерметаллических фаз в состоянии твердого раствора включает предотвращение снижения температуры супераустенитной нержавеющей стали и аустенитной нержавеющей стали до пересечения с кривой время-температура-превращение в течение периода времени от обработки сплава до нагрева по меньшей мере поверхностной области сплава до температуры в диапазоне температур отжига. Дополнительное объяснение этому приведено ниже. В некоторых неограничивающих вариантах реализации способов в соответствии с настоящим изобретением, применимых к супераустенитным нержавеющим сталям и аустенитным нержавеющим сталям, период времени, в течение которого температуру нагретой поверхностной области поддерживают 20 в рабочем диапазоне температур представляет собой время, достаточное для рекристаллизации зерен в поверхностной области, растворения любых вредных выделений интерметаллических фаз, которые могли выделиться во время этапа обработки 14 вследствие непредусмотренного охлаждения поверхностной области во время обработки 14, и минимизации роста зерен в сплаве. Следует понимать, что длина такого периода времени зависит от разных факторов, включая состав металлического сплава и размеры (например, диаметр или толщину) формы металлического сплава. В некоторых неограничивающих вариантах реализации изобретения поверхностную область металлического сплава можно выдерживать 20 в рабочем диапазоне температур в течение периода времени в диапазоне от 1 минуты до 2 часов, от 5 минут до 60 минут или от 10 до 30 минут.
[0040] В некоторых неограничивающих вариантах реализации способов в соответствии с настоящим изобретением, в которых металлический сплав представляет собой один из сплавов из супераустенитной нержавеющей стали и аустенитной нержавеющей стали, нагрев 12 включает нагрев до рабочего диапазона температур от температуры растворения выделений интерметаллической фазы до температуры чуть ниже начальной температуры плавления металлического сплава. В некоторых неограничивающих вариантах реализации способов в соответствии с настоящим изобретением, в которых металлический сплав представляет собой один из сплавов из супераустенитной нержавеющей стали и аустенитной нержавеющей стали, рабочий диапазон температур во время этапа обработки 14 металлического сплава находится в пределах от температуры чуть ниже температуры растворения выделений интерметаллической сигма-фазы металлического сплава до температуры чуть ниже начальной температуры плавления металлического сплава.
[0041] Без ограничений какой-либо конкретной теорией, считается, что интерметаллические выделения в основном образуются в супераустенитных нержавеющих сталях и аустенитных нержавеющих сталях, так как кинетика выделения является достаточной быстрой, чтобы в сплаве могло произойти выделение в случае, если температура любой части сплава снижается до температуры, представляющей или ниже температуры изгиба или апекса кривой изотермических превращений сплава для выделений конкретной интерметаллической фазы. На ФИГ.4 представлена типовая кривая изотермических превращений 40, так же известная как диаграмма или кривая время-температура-превращение («диаграмма ВТП» или «кривая ВТП»). На ФИГ.4 спрогнозирована кинетика для 0,1 массового процента выделений интерметаллической сигма-фазы (σ-фазы) в типовой супераустенитной нержавеющей стали. Из ФИГ.4 видно, что интерметаллические выделения появляются наиболее быстро, т.е. в течение наименьшего времени вблизи апекса 42 или изгиба кривой «С», который является частью кривой изотермических превращений 40. Соответственно, в неограничивающем варианте реализации способов в соответствии с настоящим изобретением, применяемое в отношении рабочего диапазона температур выражение «чуть выше температуры апекса» интерметаллических выделений сигма-фазы металлического сплава относится к температуре, которая чуть выше температуры апекса 42 кривой С на диаграмме ВТП конкретного сплава. В других неограничивающих вариантах реализации изобретения выражение «температура чуть выше температуры апекса» относится к температуре в диапазоне на 2,78 градусов Цельсия (5 градусов Фаренгейта) или на 5,56 градусов Цельсия (10 градусов Фаренгейта), или на 11,11 градусов Цельсия (20 градусов Фаренгейта), или на 16,67 градусов Цельсия (30 градусов Фаренгейта), или на 22,22 градусов Цельсия (40 градусов Фаренгейта), или на 27,78 градусов Цельсия (50 градусов Фаренгейта) выше температуры апекса 42 выделений интерметаллической сигма-фазы металлического сплава.
[0042] Когда способы в соответствии с настоящим изобретением осуществляют применимо к супераустенитным нержавеющим сталям и аустенитным нержавеющим сталям, этап охлаждения 22 металлического сплава может включать охлаждение со скоростью, достаточной для воспрепятствования выделениям интерметаллической сигма-фазы в металлическом сплаве. В неограничивающем варианте реализации изобретения скорость охлаждения во время этапа охлаждения представляет собой диапазон от 0,17 градусов Цельсия (0,3 градусов Фаренгейта) в минуту до 5,6 градусов Цельсия (10 градусов Фаренгейта) в минуту. Типовые способы охлаждения в соответствии с настоящим изобретением включают, но не ограничиваются этим, закалку, такую как, например, закалка в воде и закалка в масле, принудительное воздушное охлаждение и воздушное охлаждение.
[0043] Конкретные примеры аустенитных материалов, которые можно обрабатывать при помощи способов в соответствии с настоящим изобретением, включают, но не ограничиваются этим: сплав ATI Datalloy HPTM (UNS не определен); сплав ATI Datalloy 2® ESR (UNS не определен); сплав 25-6HN (UNS N08367); сплав 600 (UNS N06600); сплав Hastelloy®G-2TM (UNS N06975); сплав 625 (UNS N06625); сплав 800 (UNS N08800); сплав 800H (UNS N08810), сплав 800AT (UNS N08811); сплав 825 (UNS N08825); сплав G3 (UNS N06985); сплав 2550 (UNS N06255); сплав 2535 (UNS N08535); и сплав 316L (UNS S31603).
[0044] Согласно ФИГ.5-7 и в соответствии с аспектом настоящего изобретения, неограничивающий вариант реализации способа 50 обработки одного сплава из супераустенитной нержавеющей стали и аустенитной нержавеющей стали представлен на схеме на ФИГ.5 и диаграммах время-температура на ФИГ.6 и 7. Следует понимать, что нижеприведенное описание неограничивающего варианта реализации способа 50 применимо как к супераустенитным нержавеющим сталям, так и к аустенитным нержавеющим сталям, а также к другим аустенитным материалам. Для упрощения ФИГ.5 относится только к супераустенитным нержавеющим сталям. Также, хотя ФИГ.6 и 7 представляют собой графики время-температура в случае применения способов к сплаву Datalloy HPTM - супераустенитной нержавеющей стали, аналогичные этапы процесса, в общем случае характеризующиеся отличными температурами, применимы к аустенитным нержавеющим сталям и другим аустенитным материалам.
[0045] Способ 50 включает нагрев 52 супераустенитной нержавеющей стали, например, до температуры в диапазоне температур растворения выделений интерметаллической фазы от температуры растворения выделений интерметаллической фазы в супераустенитной нержавеющей стали до температуры чуть ниже начальной температуры плавления супераустенитной нержавеющей стали. В конкретном неограничивающем варианте реализации метода для сплава Datalloy HPTM диапазон температур растворения интерметаллических выделений находится в пределах от более чем 1038°С (1900°F) до 1177°С (2150°F). В неограничивающем варианте реализации изобретения интерметаллическая фаза представляет собой сигма-фазу (σ-фазу), которая содержит интерметаллические соединения Fe-Cr-Ni.
[0046] Супераустенитную нержавеющую сталь выдерживают 53 в температурном диапазоне растворения выделений интерметаллической фазы в течение времени, достаточного для растворения выделений интерметаллической фазы и для минимизации роста зерен в супераустенитной нержавеющей стали. В неограничивающих вариантах реализации изобретения супераустенитную нержавеющую сталь или аустенитную нержавеющую сталь можно выдерживать в температурном диапазоне растворения выделений интерметаллической фазы в течение периода времени в диапазоне от 1 минуты до 2 часов, от 5 минут до 60 минут или от 10 минут до 30 минут. Следует понимать, что минимальное время, в течение которого необходимо выдерживать 53 супераустенитную нержавеющую сталь или аустенитную нержавеющую сталь в температурном диапазоне растворения выделений интерметаллической фазы для растворения выделений интерметаллической фазы, зависит от разных факторов, включая, например, состав сплава, толщину заготовки и конкретную применяемую температуру в температурном диапазоне растворения выделений интерметаллической фазы. Понятно, что специалист в данной области техники после рассмотрения описания настоящего изобретения сможет определить минимальное время, необходимое для растворения интерметаллической фазы без проведения ненужных экспериментов.
[0047] После этапа выдержки 53 супераустенитную нержавеющую сталь обрабатывают 54 при температуре в рабочем диапазоне температур от температуры чуть выше температуры апекса кривой ВТП для выделений интерметаллической фазы сплава до температуры чуть ниже начальной температуры плавления сплава.
[0048] Так как поверхностная область может не рекристаллизоваться во время обработки 54, после обработки супераустенитной нержавеющей стали и перед любым предусмотренным охлаждением сплава (стали), по меньшей мере поверхностную область супераустенитной нержавеющей стали нагревают 58 до температуры в диапазоне температур отжига. В неограничивающем варианте реализации изобретения диапазон температур отжига находится в пределах от температуры чуть выше температуры апекса (смотрите, например, ФИГ.4, точку 42) кривой время-температура-превращение для выделений интерметаллической фазы супераустенитной нержавеющей стали до температуры чуть ниже начальной температуры плавления супераустенитной нержавеющей стали.
[0049] Необязательно, после обработки 54 супераустенитной нержавеющей стали супераустенитную нержавеющую сталь можно переносить 56 в устройство для нагрева. В различных неограничивающих вариантах реализации изобретения устройство для нагрева включает по меньшей мере одно устройство из печи, устройства с пламенным нагревом, устройства с индукционным нагревом или любое другое подходящее устройство для нагрева, известное специалисту в данной области техники. Например, устройство для нагрева может находиться на рабочем месте или же штампы, валки или любое другое устройство для горячей обработки на рабочем месте можно нагревать, чтобы минимизировать непредусмотренное охлаждение контактирующей с ними поверхностной области металлического сплава.
[0050] После обработки 54 поверхностную область сплава нагревают 58 до температуры в диапазоне температур отжига. На этапе нагрева 58 диапазон температур отжига находится в пределах от температуры чуть выше температуры апекса (смотрите, например, ФИГ.4, точку 42) кривой время-температура-превращение для выделений интерметаллической фазы супераустенитной нержавеющей стали до температуры чуть ниже начальной температуры плавления сплава. Температура супераустенитной нержавеющей стали не снижается до пересечения с кривой время-температура-превращение в течение периода времени от обработки 54 сплава до нагрева 58 по меньшей мере поверхностной области сплава до температуры в диапазоне температур отжига. При этом следует понимать, что вследствие того, что поверхностная область супераустенитной нержавеющей стали охлаждается быстрее, чем внутренняя область сплава, существует риск, что во время обработки 54 поверхностная область сплава охладится до температуры ниже диапазона температур отжига, что приведет к появлению выделений вредной интерметаллической фазы в поверхностной области.
[0051] В неограничивающем варианте реализации изобретения, согласно ФИГ.5-7, поверхностную область супераустенитной нержавеющей стали выдерживают 60 в диапазоне температур отжига в течение периода времени, достаточного для рекристаллизации поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали и растворения любых выделений вредных интерметаллических фаз, которые могли появиться в поверхностной области, но которое при этом не приводит к избыточному росту зерен в сплаве.
[0052] Снова, согласно ФИГ.5-7, после выдержки 60 сплава в диапазоне температур отжига сплав охлаждают 62 с такой скоростью охлаждения и до такой температуры, которых достаточно для воспрепятствования образованию выделений интерметаллической сигма-фазы в супераустенитной нержавеющей стали. В неограничивающем варианте реализации способа 50 температура сплава при охлаждении 62 сплава представляет собой температуру, которая меньше температуры апекса кривой С на диаграмме ВТП для конкретного аустенитного сплава. В другом неограничивающем варианте реализации изобретения температура сплава при охлаждении 62 представляет собой температуру окружающей среды.
[0053] Другой аспект настоящего изобретения относится к некоторым продуктам прокатки металлического сплава. Некоторые продукты прокатки металлического сплава в соответствии с настоящим изобретением содержат или состоят из металлического сплава, который был обработан любым из способов в соответствии с настоящим изобретением и который не обрабатывали, чтобы удалить нерекристаллизованную поверхностную область, путем зачистки или любого другого механического способа удаления материала. В некоторых неограничивающих вариантах реализации изобретения продукт прокатки металлического сплава в соответствии с настоящим изобретением содержит или состоит из аустенитной нержавеющей стали или супераустенитной нержавеющей стали, которая была обработана любым из способов в соответствии с настоящим изобретением. В некоторых неограничивающих вариантах реализации изобретения структура зерен металлического сплава продукта прокатки металлического сплава характеризуется равноосной рекристаллизованной структурой зерен по всему поперечному сечению металлического сплава, а средний размер зерен металлического сплава представляет собой диапазон значений размера зерен по ASTM от 00 до 3 или от 00 до 2, или от 00 до 1, в соответствии со спецификацией ASTM E112-12. В неограничивающем варианте реализации изобретения равноосная рекристаллизованная структура зерен металлического сплава практически не содержит выделений интерметаллической сигма-фазы.
[0054] В соответствии с некоторыми неограничивающими вариантами реализации изобретения продукт прокатки металлического сплава в соответствии с настоящим изобретением содержит или состоит из супераустенитной нержавеющей стали или аустенитной нержавеющей стали, имеющей равноосную рекристаллизованную структуру зерен по всему поперечному сечению продукта прокатки, при этом средний размер зерен сплава представляет собой диапазон значений размера зерен по ASTM от 00 до 3 или от 00 до 2, или от 00 до 1, или от 3 до 4, или значению размера зерен по ASTM более 4, в соответствии со спецификацией ASTM E112-12. В неограничивающем варианте реализации изобретения равноосная рекристаллизованная структура зерен сплава практически не содержит выделений интерметаллической сигма-фазы.
[0055] Примеры металлических сплавов, которые могут входить в состав продукта прокатки металлического сплава в соответствии с данным изобретением, включают, но не ограничиваются этим, любой из: сплава ATI Datalloy HPTM (UNS не определен); сплава ATI Datalloy 2® ESR (UNS не определен); сплава 25-6HN (UNS N08367); сплава 600 (UNS N06600); сплава ®G-2TM (UNS N06975); сплава 625 (UNS N06625); сплава 800 (UNS N08800); сплава 800H (UNS N08810), сплава 800AT (UNS N08811); сплава 825 (UNS N08825); сплава G3 (UNS N06985); сплава 2535 (UNS N08535); сплава 2550 (UNS N06255); и сплава 316L (UNS S31603).
[0056] В отношении различных аспектов данного изобретения предполагается, что размер зерен брусков металлического сплава или других продуктов прокатки металлического сплава в соответствии с различными неограничивающими вариантами реализации способов согласно настоящему изобретению можно корректировать, изменяя температуры, применяемые на различных этапах. Например, и без ограничений, размер зерен центральной области бруска или другой формы металлического сплава может быть уменьшен путем снижения температуры, при которой обрабатывают металлический сплав в этом способе. Один из возможных способов уменьшения размера зерен включает нагрев обрабатываемой формы металлического сплава до температуры, достаточной высокой для растворения любых вредных интерметаллических выделений, образованных во время предыдущих этапов обработки. Например, в случае сплава Datalloy HPTM, сплав можно нагревать до температуры около 1149°С (2100°F), которая превышает температуру растворения сигма-фазы сплава. Температура растворения сигма-фазы супераустенитных нержавеющих сталей, которые можно обрабатывать согласно описанным в данном документе способам, как правило, находится в диапазоне от 871°С (1600°F) до 982°С (1800°F). Затем сплав можно незамедлительно охладить до рабочей температуры, составляющей, например, 1121°С (2050°F) для сплава Datalloy HPTM, не допуская, чтобы температура падала ниже апекса диаграммы ВТП для сигма-фазы. Сплав можно подвергнуть горячей обработке давлением, например, путем радиальной ковки, до необходимого диаметра с последующим незамедлительным переносом в печь, чтобы обеспечить рекристаллизацию нерекристаллизованных поверхностных зерен, не допуская, чтобы время обработки между температурой растворения и температурой апекса диаграммы ВТП превышало время до апекса ВТП, или не допуская, чтобы температура падала ниже апекса диаграммы ВТП для сигма-фазы в течение этого периода, или делая так, чтобы температура супераустенитной нержавеющей стали не снижалась до пересечения кривой время-температура-превращение в течение периода времени от обработки сплава до нагрева по меньшей мере поверхностной области сплава до температуры в диапазоне температур отжига. После этапа рекристаллизации сплав можно охладить до такой температуры и с такой скоростью охлаждения, которые препятствуют образованию вредных интерметаллических выделений в сплаве. Достаточно высокую скорость охлаждения можно обеспечить, например, путем закалки сплава в воде.
[0057] Нижеприведенные примеры предназначены для дополнительного описания некоторых неограничивающих вариантов реализации изобретения и не ограничивают объем настоящего изобретения. Для специалистов в данной области техники очевидно, что возможно существование вариаций нижеприведенных примеров, которые входят в объем данного изобретения, который определяется исключительно формулой изобретения.
ПРИМЕР 1
[0058] Получали слиток сплава Datalloy HPTM, доступного от ATI Allvac, диаметром 50,8 см (20 дюймов), используя традиционный метод плавления, в котором комбинируются этапы аргонокислородного обезуглероживания и электрошлакового переплава. Слиток имел следующий определенный химический состав в массовых процентах относительно общей массы сплава: 0,007 углерода; 4,38 марганца; 0,015 фосфора; менее 0,0003 серы; 0,272 кремния; 21,7 хрома; 30,11 никеля; 5,23 молибдена; 1,17 меди; остаточное железо и неопределенные случайные примеси. Слиток гомогенизировали при 1204°С (2200°F) и высаживали и вытягивали с многократным повторным нагревом в открытых штампах до болванки диаметром 31,75 см (12,5 дюймов). Кованую болванку дополнительно обрабатывали, применяя последующие этапы, которые приведены на ФИГ.6. Болванку диаметром 31,75 см (12,5 дюймов) нагревали (смотрите, например, ФИГ.5, этап 52) до температуры растворения выделений интерметаллической фазы, составляющей 1204°С (2200°F), которая представляет собой температуру в диапазоне температур растворения выделений интерметаллической фазы согласно настоящему изобретению, и выдерживали 53 при этой температуре в течение более 2 часов для растворения любых выделений интерметаллической сигма-фазы. Болванку охлаждали до температуры 1149°С (2100°F), которая представляет собой температуру в рабочем диапазоне температур согласно настоящему изобретению, а затем подвергали радиальной ковке (54) до болванки диаметром 24,99 см (9,84 дюймов). Болванку незамедлительно переносили (56) в печь при температуре 1149°С (2100°F), которая представляет собой температуру в диапазоне температур отжига для этого сплава согласно настоящему изобретению, и нагревали (58) по меньшей мере поверхностную область сплава при температуре отжига. Болванку выдерживали в печи в течение 20 минут так, чтобы поддерживать (60) температуру поверхностной области в диапазоне температур отжига в течение периода времени, достаточного для рекристаллизации поверхностной области и растворения любых вредных выделений интерметаллической фазы в поверхностной области без чрезмерного роста зерен в сплаве. Болванку охлаждали (62) путем закалки в воде при комнатной температуре. Полученная в результате макроструктура в поперечном сечении болванки показана на ФИГ.8. Показанная на ФИГ.8 макроструктура не содержит признаков нерекристаллизованных зерен в области внешней границы (т.е. в поверхностной области) кованого бруска. Значение размера зерна по ASTM для равноосного зерна составляет между ASTM 0 и 1.
ПРИМЕР 2
[0059] Получали слиток сплава Datalloy HPTM, доступного от ATI Allvac, диаметром 50,8 см (20 дюймов), используя традиционный метод плавления, в котором комбинируются этапы аргонокислородного обезуглероживания и электрошлакового переплава. Слиток имел следующий определенный химический состав в массовых процентах относительно общей массы сплава: 0,006 углерода; 4,39 марганца; 0,015 фосфора; 0,0004 серы; 0,272 кремния; 21,65 хрома; 30,01 никеля; 5,24 молибдена; 1,17 меди; остаточное железо и неопределенные случайные примеси. Слиток гомогенизировали при 1204°С (2200°F) и высаживали и вытягивали с многократным повторным нагревом в открытых штампах до болванки диаметром 31,75 см (12,5 дюймов). Болванку подвергали следующим этапам обработки, которые приведены на ФИГ.7. Болванку диаметром 31,75 см (12,5 дюймов) нагревали (смотрите, например, ФИГ.5, этап 52) до температуры 1149°С (2100°F), которая представляет собой температуру в диапазоне температур растворения выделений интерметаллической фазы согласно настоящему изобретению, и выдерживали (53) при этой температуре в течение более 2 часов для растворения любых выделений интерметаллической сигма-фазы. Болванку охлаждали до температуры 1121°С (2050°F), которая представляет собой температуру в рабочем диапазоне температур согласно настоящему изобретению, а затем подвергали радиальной ковке (54) до болванки диаметром 24,99 см (9,84 дюймов). Болванку незамедлительно переносили (56) в печь при температуре 1121°С (2050°F), которая представляет собой температуру в диапазоне температур отжига для этого сплава согласно настоящему изобретению, и нагревали (58) по меньшей мере поверхностную область сплава при температуре отжига. Болванку выдерживали в печи в течение 45 минут так, чтобы поддерживать (60) температуру поверхностной области в диапазоне температур отжига в течение периода времени, достаточного для рекристаллизации поверхностной области и растворения любых вредных выделений интерметаллической фазы в поверхностной области без чрезмерного роста зерен в сплаве. Болванку охлаждали (62) путем закалки в воде при комнатной температуре. Полученная в результате макроструктура в поперечном сечении болванки показана на ФИГ.9. Показанная на ФИГ.9 макроструктура не содержит признаков нерекристаллизованных зерен в области внешней границы (т.е. в поверхностной области) кованого бруска. Значение размера зерна по ASTM для равноосного зерна составляет ASTM 3.
ПРИМЕР 3
[0060] Получали слиток аустенитной нержавеющей стали ATI Allvac AL-6XN® (UNS N08367) диаметром 50,8 см (20 дюймов), используя традиционный метод плавления, в котором комбинируются этапы аргонокислородного обезуглероживания и электрошлакового переплава. Слиток имел следующий определенный химический состав в массовых процентах относительно общей массы сплава: 0,02 углерода; 0,30 марганца; 0,020 фосфора; 0,001 серы; 0,35 кремния; 21,8 хрома; 25,3 никеля; 6,7 молибдена; 0,24 азота; 0,2 меди; остаточное железо и неопределенные случайные примеси. Следующие этапы обработки будут лучше понятны в сочетании с ФИГ.6. Слиток нагревали (52) до температуры 1260°С (2300°F), которая представляет собой температуру в диапазоне температур растворения выделений интерметаллической фазы согласно настоящему изобретению, и выдерживали (53) при этой температуре в течение 60 минут для растворения любых выделений интерметаллической сигма-фазы. Слиток охлаждали до температуры 1204°С (2200°F), которая представляет собой температуру в рабочем диапазоне температур, а затем подвергали горячей прокатке (54) до пластины толщиной 2,54 см (1 дюйм). Пластину незамедлительно переносили (56) в печь для отжига при 1121,11°С (2050°F) и нагревали (58) по меньшей мере поверхностную область пластины до температуры отжига. Температура отжига находится в диапазоне температур отжига от температуры чуть выше температуры апекса кривой время-температура-превращение для выделений интерметаллической сигма-фазы аустенитной нержавеющей стали до температуры чуть ниже начальной температуры плавления аустенитной нержавеющей стали. Пластину не охлаждают до температуры пересечения диаграммы время-температура-превращение для сигма-фазы во время этапов горячей прокатки (54) и переноса (56). Поверхностную область сплава выдерживают (60) в диапазоне температур отжига в течение 15 минут, что достаточно для рекристаллизации поверхностной области и растворения любых вредных выделений интерметаллической фазы без чрезмерного роста зерен в поверхностной области сплава. Затем сплав охлаждали (62) путем закалки в воде, которая обеспечивает скорость охлаждения, достаточную, чтобы препятствовать образованию выделений интерметаллической сигма-фазы в сплаве. Макроструктура не содержит признаков нерекристаллизованных зерен в поверхностной области прокатанной пластины. Значение размера зерна по ASTM для равноосного зерна составляет ASTM 3.
ПРИМЕР 4
[0061] Получали слиток аустенитной нержавеющей стали Grade 316L (UNS S31603) диаметром 50,8 см (20 дюймов), используя традиционный метод плавления, в котором комбинируются этапы аргонокислородного обезуглероживания и электрошлакового переплава. Слиток имел следующий определенный химический состав в массовых процентах относительно общей массы сплава: 0,02 углерода; 17,3 хрома; 12,5 никеля; 2,5 молибдена; 1,5 марганца; 0,5 кремния; 0,035 фосфора; 0,01 серы; 0,24 азота; 0,2 меди; остаточное железо и другие случайные примеси. Следующие этапы обработки будут лучше понятны в сочетании с ФИГ.3. Металлический сплав нагревали (12) до температуры 1199°С (2190°F), которая представляет собой температуру в рабочем температурном диапазоне сплава, т.е. диапазоне от температуры рекристаллизации сплава до температуры чуть ниже начальной температуры плавления сплава. Нагретый слиток обрабатывали (14). В частности, нагретый слиток высаживали и вытягивали с многократным повторным нагревом в открытых штампах до болванки диаметром 31,75 см (12,5 дюймов). Слиток повторно нагревали до 1199°С (2190°F) и подвергали радиальной ковке (14) до болванки диаметром 24,99 см (9,84 дюймов). Болванку переносили (16) в печь для отжига при 1120°С (2048°F). Температура печи находится в диапазоне температур отжига, который представляет собой диапазон от температуры рекристаллизации сплава до температуры чуть ниже начальной температуры плавления сплава. Поверхностную область сплава поддерживали (20) при температуре отжига в течение 20 минут, что представляет собой время выдержки, достаточное для рекристаллизации поверхностной области сплава. Затем сплав охлаждали путем закалки в воде до температуры окружающей среды. Закалка в воде обеспечивает скорость охлаждения, достаточную для минимизации роста зерен в сплаве.
ПРИМЕР 5
[0062] Получали слиток сплава 2535 (UNS N08535), доступного от ATI Allvac, диаметром 50,8 см (20 дюймов), используя традиционный метод плавления, в котором комбинируются этапы аргонокислородного обезуглероживания и электрошлакового переплава. Слиток гомогенизировали при 1204°С (2200°F) и высаживали и вытягивали с многократным повторным нагревом в открытых штампах до болванки диаметром 31,75 см (12,5 дюймов). Болванку диаметром 31,75 см (12,5 дюймов) нагревали (смотрите, например, ФИГ.5, этап 52) до температуры растворения выделений интерметаллической фазы, составляющей 1149°С (2100°F), которая представляет собой температуру в диапазоне температур растворения выделений интерметаллической фазы согласно настоящему изобретению, и выдерживали (53) при этой температуре в течение более 2 часов для растворения любых выделений интерметаллической сигма-фазы. Болванку охлаждали до температуры 1121°С (2050°F), которая представляет собой температуру в рабочем диапазоне температур согласно настоящему изобретению, а затем подвергали радиальной ковке (54) до болванки диаметром 24,99 см (9,84 дюймов). Болванку незамедлительно переносили (56) в печь при температуре 1121°С (2050°F), которая представляет собой температуру в диапазоне температур отжига для этого сплава согласно настоящему изобретению. Температура болванки не снижалась до пересечения диаграммы время-температура-превращение для сигма-фазы в сплаве во время ковки и переноса. По меньшей мере поверхностную область сплава нагревали (58) при температуре отжига. Болванку выдерживали в печи в течение 45 минут так, чтобы поддерживать (60) температуру поверхностной области в диапазоне температур отжига в течение периода времени, достаточного для рекристаллизации поверхностной области и растворения любых вредных выделений интерметаллической фазы в поверхностной области без чрезмерного роста зерен в сплаве. Болванку охлаждали (62) путем закалки в воде до комнатной температуры. Макроструктура не содержит признаков нерекристаллизованных зерен в области внешней границы (т.е. в поверхностной области) кованого бруска. Значение размера зерна по ASTM для равноосного зерна составляет ASTM 2.
ПРИМЕР 6
[0063] Получали слиток сплава 2550 (UNS N06255), доступного от ATI Allvac, диаметром 50,8 см (20 дюймов), используя традиционный метод плавления, в котором комбинируются этапы аргонокислородного обезуглероживания и электрошлакового переплава. Слиток гомогенизировали при 1204°С (2200°F) и высаживали и вытягивали с многократным повторным нагревом в открытых штампах до болванки диаметром 31,75 см (12,5 дюймов). Болванку диаметром 31,75 см (12,5 дюймов) нагревали (смотрите, например, ФИГ.5, этап 52) до температуры растворения выделений интерметаллической фазы, составляющей 1149°С (2100°F), которая представляет собой температуру в диапазоне температур растворения выделений интерметаллической фазы согласно настоящему изобретению, и выдерживали (53) при этой температуре в течение более 2 часов для растворения любых выделений интерметаллической сигма-фазы. Болванку охлаждали до температуры 1079°С (1975°F), которая представляет собой температуру в рабочем диапазоне температур согласно настоящему изобретению, а затем подвергали радиальной ковке (54) до болванки диаметром 24,99 см (9,84 дюймов). Болванку незамедлительно переносили (56) в печь при температуре 1079°С (1975°F), которая представляет собой температуру в диапазоне температур отжига для этого сплава согласно настоящему изобретению, и нагревали (58) по меньшей мере поверхностную область сплава до температуры отжига. Температура болванки не снижалась до пересечения диаграммы время-температура-превращение для сигма-фазы в сплаве во время ковки и переноса. Болванку выдерживали в печи в течение 75 минут так, чтобы поддерживать (60) температуру поверхностной области в диапазоне температур отжига в течение периода времени, достаточного для рекристаллизации поверхностной области и растворения любых вредных выделений интерметаллической фазы в поверхностной области без чрезмерного роста зерен в сплаве. Болванку охлаждали (62) путем закалки в воде до комнатной температуры. Макроструктура не содержит признаков нерекристаллизованных зерен в области внешней границы (т.е. в поверхностной области) кованого бруска. Значение размера зерна по ASTM для равноосного зерна составляет ASTM 3.
[0064] Следует понимать, что настоящее описание иллюстрирует те аспекты изобретения, которые соответствуют четкому пониманию изобретения. Некоторые аспекты, которые были бы очевидными для специалистов в данной области техники и, следовательно, не способствовали бы лучшему пониманию изобретения, не были представлены с целью упрощения настоящего описания. Хотя в данном документе описано только ограниченное количество вариантов реализации настоящего изобретения, специалисту в данной области техники после рассмотрения вышеприведенного описания будет понятно, что возможно применение большого числа модификаций и вариаций изобретения. Все такие вариации и модификации изобретения включены в вышеприведенное описание и нижеприведенную формулу изобретения.

Claims (53)

1. Способ обработки супераустенитной нержавеющей стали, включающий:
нагрев супераустенитной нержавеющей стали до температуры в рабочем диапазоне температур, при этом рабочий диапазон температур составляет от температуры рекристаллизации супераустенитной нержавеющей стали до температуры ниже начальной температуры плавления супераустенитной нержавеющей стали;
обработку супераустенитной нержавеющей стали давлением в рабочем диапазоне температур;
нагрев супераустенитной нержавеющей стали до температуры в рабочем диапазоне температур, при этом супераустенитная нержавеющая сталь не охлаждается до температуры ниже рабочего диапазона температур в течение периода времени от упомянутой обработки супераустенитной нержавеющей стали давлением до нагрева по меньшей мере поверхностной области;
выдержку супераустенитной нержавеющей стали в рабочем диапазоне температур в течение периода времени, достаточного для рекристаллизации поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали и для минимизации роста зерен в супераустенитной нержавеющей стали; и
охлаждение супераустенитной нержавеющей стали от рабочего диапазона температур со скоростью охлаждения и до температуры, достаточных для минимизации роста зерен в супераустенитной нержавеющей стали.
2. Способ по п. 1, дополнительно включающий в промежутке между обработкой супераустенитной нержавеющей стали давлением и нагревом поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали перенос супераустенитной нержавеющей стали в устройство нагревания.
3. Способ по п. 1, в котором супераустенитная нержавеющая сталь содержит в мас.%: до 0,2 углерода; до 20 марганца; от 0,1 до 1,0 кремния; от 14,0 до 28,0 хрома; от 15,0 до 38,0 никеля; от 2,0 до 9,0 молибдена; от 0,1 до 3,0 меди; от 0,08 до 0,9 азота; от 0,1 до 5,0 вольфрама; от 0,5 до 5,0 кобальта; до 1,0 титана; до 0,05 бора; до 0,05 фосфора; до 0,05 серы; железо и случайные примеси.
4. Способ по п. 1, в котором супераустенитная нержавеющая сталь содержит в мас.%: до 0,05 углерода; до 1,0 кремния; от 10 до 20 марганца; от 13,5 до 18,0 хрома; от 1,0 до 4,0 никеля; от 1,5 до 3,5 молибдена; от 0,2 до 0,4 азота; железо и случайные примеси.
5. Способ по п. 1, в котором супераустенитная нержавеющая сталь содержит один из сплава UNS N08367, сплава UNS N06600; сплава UNS N06975; сплава UNS N06625; сплава UNS N08800; сплава UNS N08810, сплава UNS N08811; сплава UNS N08825; сплава UNS N06985; сплава UNS N08535; сплава UNS N06255 и сплава UNS S31603.
6. Способ по п. 1, в котором обработка супераустенитной нержавеющей стали давлением включает по меньшей мере одну из ковки, прокатки, прокатки на блюминге, прессования и формования супераустенитной нержавеющей стали.
7. Способ по п. 1, в котором обработка супераустенитной нержавеющей стали давлением включает по меньшей мере одну из вальцовки, вытяжки, обжимки, ковки в открытых штампах, ковки с матричными штампами, ковки на прессе, автоматической горячей ковки, радиальной ковки и высадки супераустенитной нержавеющей стали.
8. Способ по п. 1, в котором нагрев по меньшей мере поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали включает по меньшей мере один из нагрева в печи, нагрева в пламени и индукционного нагрева поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали.
9. Способ по п. 1, в котором выдержка поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали в рабочем диапазоне температур в течение периода времени для рекристаллизации поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали включает выдержку поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали в рабочем диапазоне температур в течение от 5 минут до 60 минут.
10. Способ по п. 1, в котором скорость охлаждения включает диапазон от 0,3 градуса Фаренгейта в минуту до 10 градусов Фаренгейта в минуту.
11. Способ по п. 1, в котором:
нагрев супераустенитной нержавеющей стали до рабочего диапазона температур включает нагрев супераустенитной нержавеющей стали до диапазона температур от температуры сольвуса выделений интерметаллической сигма-фазы супераустенитной нержавеющей стали до температуры ниже начальной температуры плавления супераустенитной нержавеющей стали;
рабочий диапазон температур для обработки супераустенитной нержавеющей стали давлением составляет от температуры выше температуры появления выделений интерметаллической сигма-фазы супераустенитной нержавеющей стали на диаграмме время-температура-превращение до температуры ниже начальной температуры плавления супераустенитной нержавеющей стали;
рабочий диапазон температур для выдержки поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали составляет от температуры выше температуры появления выделений интерметаллической сигма-фазы супераустенитной нержавеющей стали до температуры ниже начальной температуры плавления супераустенитной нержавеющей стали; и
температура супераустенитной нержавеющей стали не пересекает диаграмму время-температура-превращение для выделений интерметаллической сигма-фазы супераустенитной нержавеющей стали во время обработки супераустенитной нержавеющей стали давлением и перед нагревом по меньшей мере поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали.
12. Способ по п. 11, в котором обработка супераустенитной нержавеющей стали давлением включает по меньшей мере одну из ковки, прокатки, прокатки на блюминге, прессования и формования супераустенитной нержавеющей стали.
13. Способ по п. 11, в котором обработка супераустенитной нержавеющей стали давлением включает по меньшей мере одну из вальцовки, вытяжки, обжимки, ковки в открытых штампах, ковки с матричными штампами, ковки на прессе, автоматической горячей ковки, радиальной ковки и высадки супераустенитной нержавеющей стали.
14. Способ по п. 11, в котором нагрев поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали включает по меньшей мере один из нагрева в печи, нагрева в пламени и индукционного нагрева поверхностной области.
15. Способ по п. 11, в котором выдержка поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали в рабочем диапазоне температур включает выдержку поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали в рабочем диапазоне температур в течение времени, достаточного для рекристаллизации поверхностной области, солюционирования выделений интерметаллической сигма-фазы супераустенитной нержавеющей стали в поверхностной области и минимизации роста зерен в супераустенитной нержавеющей стали.
16. Способ по п. 11, в котором выдержка поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали в рабочем диапазоне температур включает выдержку поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали в рабочем диапазоне температур в течение от 5 минут до 60 минут.
17. Способ по п. 11, в котором охлаждение супераустенитной нержавеющей стали включает охлаждение со скоростью, достаточной для воспрепятствования появлению выделений интерметаллической сигма-фазы в супераустенитной нержавеющей стали.
18. Способ по п. 11, в котором скорость охлаждения находится в диапазоне от 0,3 градуса Фаренгейта в минуту до 10 градусов Фаренгейта в минуту.
19. Способ по п. 11, в котором охлаждение супераустенитной нержавеющей стали включает одно из закалки, принудительного воздушного охлаждения и воздушного охлаждения супераустенитной нержавеющей стали.
20. Способ по п. 11, в котором охлаждение супераустенитной нержавеющей стали включает одно из закалки в воде и закалки в масле супераустенитной нержавеющей стали.
21. Способ по п. 11, в котором супераустенитная нержавеющая сталь содержит один из сплава UNS N08367, сплава UNS N06600; сплава UNS N06975; сплава UNS N06625; сплава UNS N08800; сплава UNS N08810, сплава UNS N08811; сплава UNS N08825; сплава UNS N06985; сплава UNS N08535; сплава UNS N06255 и сплава UNS S31603.
22. Способ обработки супераустенитной нержавеющей стали, включающий:
нагрев супераустенитной нержавеющей стали до температуры растворения выделений интерметаллической фазы в диапазоне температур растворения выделений интерметаллической фазы, при этом диапазон температур растворения выделений интерметаллической фазы составляет от температуры сольвуса выделений интерметаллической фазы супераустенитной нержавеющей стали до температуры ниже начальной температуры плавления супераустенитной нержавеющей стали;
выдержку супераустенитной нержавеющей стали в диапазоне температур растворения выделений интерметаллической фазы в течение времени, достаточного для растворения выделений интерметаллической фазы и для минимизации роста зерен в супераустенитной нержавеющей стали;
обработку супераустенитной нержавеющей стали давлением при рабочей температуре в рабочем диапазоне температур от температуры выше температуры появления выделений интерметаллической фазы супераустенитной нержавеющей стали на диаграмме время-температура-превращение до температуры ниже начальной температуры плавления супераустенитной нержавеющей стали;
нагрев супераустенитной нержавеющей стали до температуры в диапазоне температур отжига от температуры выше температуры появления выделений интерметаллической фазы супераустенитной нержавеющей стали до температуры ниже начальной температуры плавления супераустенитной нержавеющей стали, при этом температура супераустенитной нержавеющей стали не снижается до пересечения диаграммы время-температура-превращение в течение обработки стали давлением и перед нагревом по меньшей мере поверхностной области стали до температуры в диапазоне температур отжига, при этом супераустенитная нержавеющая сталь не охлаждается до температуры появления выделений в течение периода времени от обработки супераустенитной нержавеющей стали давлением до нагрева по меньшей мере поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали до температуры в рабочем диапазоне температур;
выдержку супераустенитной нержавеющей стали в диапазоне температур отжига в течение времени выдержки, достаточного для рекристаллизации поверхностной области и минимизации роста зерен в супераустенитной нержавеющей стали; и
охлаждение супераустенитной нержавеющей стали до температуры охлаждения со скоростью охлаждения и до температуры, обеспечивающих препятствие образованию выделений интерметаллической фазы и минимизацию роста зерен.
23. Способ по п. 22, в котором выделения интерметаллической фазы включают сигма-фазу.
24. Способ по п. 22, дополнительно включающий в промежутке между обработкой супераустенитной нержавеющей стали давлением и нагревом по меньшей мере поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали перенос супераустенитной нержавеющей стали в устройство нагревания.
25. Способ по п. 22, в котором обработка супераустенитной нержавеющей стали давлением включает по меньшей мере одну из ковки, прокатки, прокатки на блюминге, прессования и формования супераустенитной нержавеющей стали.
26. Способ по п. 22, в котором обработка супераустенитной нержавеющей стали давлением включает по меньшей мере одну из вальцовки, вытяжки, обжимки, ковки в открытых штампах, ковки с матричными штампами, ковки на прессе, автоматической горячей ковки, радиальной ковки и высадки супераустенитной нержавеющей стали.
27. Способ по п. 22, в котором обработка супераустенитной нержавеющей стали давлением включает радиальную ковку супераустенитной нержавеющей стали.
28. Способ по п. 22, в котором нагрев поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали включает по меньшей мере один из нагрева в печи, нагрева в пламени и индукционного нагрева поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали.
29. Способ по п. 22, в котором выдержка поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали в диапазоне температур отжига включает выдержку поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали в диапазоне температур отжига в течение времени, достаточного для рекристаллизации поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали и для минимизации роста зерен.
30. Способ по п. 22, в котором выдержка поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали в диапазоне температур отжига в течение времени выдержки для рекристаллизации поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали включает выдержку поверхностной области супераустенитной нержавеющей стали в диапазоне температур отжига в течение от 1 минуты до 2 часов.
31. Способ по п. 22, в котором охлаждение супераустенитной нержавеющей стали включает одно из закалки, принудительного воздушного охлаждения и воздушного охлаждения супераустенитной нержавеющей стали.
32. Способ по п. 23, в котором охлаждение супераустенитной нержавеющей стали включает одно из закалки в воде и закалки в масле супераустенитной нержавеющей стали.
33. Способ по п. 22, в котором скорость охлаждения находится в диапазоне от 0,3 градуса Фаренгейта в минуту до 10 градусов Фаренгейта в минуту.
34. Способ по п. 22, в котором супераустенитная нержавеющая сталь содержит в мас.%: до 0,2 углерода; до 20 марганца; от 0,1 до 1,0 кремния; от 14,0 до 28,0 хрома; от 15,0 до 38,0 никеля; от 2,0 до 9,0 молибдена; от 0,1 до 3,0 меди; от 0,08 до 0,9 азота; от 0,1 до 5,0 вольфрама; от 0,5 до 5,0 кобальта; до 1,0 титана; до 0,05 бора; до 0,05 фосфора; до 0,05 серы; железо и случайные примеси.
35. Прошедшая горячую обработку давлением супераустенитная нержавеющая сталь, имеющая:
состав, содержащий в мас.%: до 0,2 углерода, до 20 марганца, от 0,1 до 1,0 кремния, от 14,0 до 28,0 хрома, от 15,0 до 38,0 никеля, от 2,0 до 9,0 молибдена, от 0,1 до 3,0 меди, от 0,08 до 0,9 азота, от 0,1 до 5,0 вольфрама, от 0,5 до 5,0 кобальта, до 1,0 титана, до 0,05 бора, до 0,05 фосфора, до 0,05 серы, железо и случайные примеси, при этом супераустенитная нержавеющая сталь обработана в соответствии со способом по любому из пп. 1-34 и имеет равноосную рекристаллизованную структуру зерен по всему поперечному сечению супераустенитной нержавеющей стали со средним размером зерен, имеющим значения размера зерен по ASTM в диапазоне от ASTM 00 до ASTM 3, в соответствии со спецификацией ASTM E112-12, при этом равноосная рекристаллизованная структура зерен практически не содержит выделений интерметаллической сигма-фазы.
36. Прокат, выполненный из прошедшей горячую обработку давлением супераустенитной нержавеющей стали, отличающийся тем, что он выполнен из стали по п. 35.
37. Прокат по п. 36, который выбран из прутка, пластины, листа и прессованного профиля.
RU2016118424A 2013-11-12 2014-10-28 Способы обработки металлических сплавов RU2675877C1 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US14/077,699 2013-11-12
US14/077,699 US11111552B2 (en) 2013-11-12 2013-11-12 Methods for processing metal alloys
PCT/US2014/062525 WO2015073201A1 (en) 2013-11-12 2014-10-28 Methods for processing metal alloys

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2016118424A RU2016118424A (ru) 2017-12-19
RU2675877C1 true RU2675877C1 (ru) 2018-12-25

Family

ID=51862613

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2016118424A RU2675877C1 (ru) 2013-11-12 2014-10-28 Способы обработки металлических сплавов

Country Status (14)

Country Link
US (1) US11111552B2 (ru)
EP (1) EP3068917B1 (ru)
JP (2) JP6606073B2 (ru)
KR (1) KR102292830B1 (ru)
CN (1) CN105849303A (ru)
AU (2) AU2014349068A1 (ru)
BR (1) BR112016010778B1 (ru)
CA (1) CA2929946C (ru)
ES (1) ES2819236T3 (ru)
IL (1) IL245433B (ru)
MX (1) MX2016005811A (ru)
RU (1) RU2675877C1 (ru)
UA (1) UA120258C2 (ru)
WO (1) WO2015073201A1 (ru)

Families Citing this family (31)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20040221929A1 (en) 2003-05-09 2004-11-11 Hebda John J. Processing of titanium-aluminum-vanadium alloys and products made thereby
US7837812B2 (en) 2004-05-21 2010-11-23 Ati Properties, Inc. Metastable beta-titanium alloys and methods of processing the same by direct aging
US10053758B2 (en) 2010-01-22 2018-08-21 Ati Properties Llc Production of high strength titanium
US9255316B2 (en) 2010-07-19 2016-02-09 Ati Properties, Inc. Processing of α+β titanium alloys
US9206497B2 (en) 2010-09-15 2015-12-08 Ati Properties, Inc. Methods for processing titanium alloys
US8613818B2 (en) 2010-09-15 2013-12-24 Ati Properties, Inc. Processing routes for titanium and titanium alloys
US10513755B2 (en) 2010-09-23 2019-12-24 Ati Properties Llc High strength alpha/beta titanium alloy fasteners and fastener stock
US8652400B2 (en) 2011-06-01 2014-02-18 Ati Properties, Inc. Thermo-mechanical processing of nickel-base alloys
WO2014103727A1 (ja) * 2012-12-27 2014-07-03 昭和電工株式会社 ＳｉＣ膜成膜装置およびＳｉＣ膜の製造方法
US20150345046A1 (en) * 2012-12-27 2015-12-03 Showa Denko K.K. Film-forming device
US9869003B2 (en) 2013-02-26 2018-01-16 Ati Properties Llc Methods for processing alloys
US9192981B2 (en) 2013-03-11 2015-11-24 Ati Properties, Inc. Thermomechanical processing of high strength non-magnetic corrosion resistant material
US9777361B2 (en) 2013-03-15 2017-10-03 Ati Properties Llc Thermomechanical processing of alpha-beta titanium alloys
US10094003B2 (en) 2015-01-12 2018-10-09 Ati Properties Llc Titanium alloy
US9902641B2 (en) * 2015-03-20 2018-02-27 Corning Incorporated Molds for shaping glass-based materials and methods for making the same
US10502252B2 (en) 2015-11-23 2019-12-10 Ati Properties Llc Processing of alpha-beta titanium alloys
EP3390679B1 (en) * 2015-12-14 2022-07-13 Swagelok Company Highly alloyed stainless steel forgings made without solution anneal
WO2017106970A1 (en) * 2015-12-22 2017-06-29 École De Technologie Supérieure A method for heat treating by induction an alloy component for generating microstructure gradients and an alloy component heat treated according to the method
CN106282729B (zh) * 2016-08-31 2018-01-16 彭书成 一种超级合金及其制备方法
CN106636951A (zh) * 2016-11-10 2017-05-10 合肥辰泰安全设备有限责任公司 一种水雾喷嘴用合金材料
US20190136335A1 (en) * 2017-11-07 2019-05-09 Swagelok Company Highly alloyed stainless steel forgings made without solution anneal
CN111041395B (zh) * 2018-10-12 2021-07-06 南京理工大学 超高密度孪晶钛及其制备方法
CN109454122B (zh) * 2018-11-19 2020-03-31 深圳市业展电子有限公司 一种镍铬铝铁精密电阻合金带材的制备工艺
KR102023447B1 (ko) * 2019-04-09 2019-09-24 정태석 측정 및 검사용 샘플 채취구조를 갖는 식품탱크
CN110066957A (zh) * 2019-05-17 2019-07-30 国家电投集团科学技术研究院有限公司 改进型耐腐蚀超级奥氏体不锈钢及其制备方法
CN110487832A (zh) * 2019-08-29 2019-11-22 西安理工大学 一种单晶高温合金吹砂过程中再结晶倾向的评价方法
RU2752819C1 (ru) * 2020-12-02 2021-08-06 Акционерное общество "Металлургический завод "Электросталь" Способ производства прутков диаметром менее 60 мм из жаропрочного сплава на никелевой основе ВЖ175-ВИ методом горячей экструзии
CN112775436B (zh) * 2020-12-22 2022-05-03 西安交通大学 一种促进钛合金增材制造过程生成等轴晶的制造方法
CN112845658B (zh) * 2021-01-05 2022-09-16 太原科技大学 一种uns n08825小口径精密无缝管的制备方法
KR102437076B1 (ko) * 2021-08-30 2022-08-29 주식회사 미코세라믹스 온도 편차 특성이 개선된 기판 가열 장치
CN116251918B (zh) * 2023-02-27 2024-01-23 四川钢研高纳锻造有限责任公司 一种难变形高温合金锻件及其锻造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4919728A (en) * 1985-06-25 1990-04-24 Vereinigte Edelstahlwerke Ag (Vew) Method of manufacturing nonmagnetic drilling string components
JPH03264618A (ja) * 1990-03-14 1991-11-25 Nippon Steel Corp オーステナイト系ステンレス鋼の結晶粒制御圧延法
RU2288967C1 (ru) * 2005-04-15 2006-12-10 Закрытое акционерное общество ПКФ "Проммет-спецсталь" Коррозионно-стойкий сплав и изделие, выполненное из него
RU2392348C2 (ru) * 2008-08-20 2010-06-20 Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") Коррозионно-стойкая высокопрочная немагнитная сталь и способ ее термодеформационной обработки
RU2441089C1 (ru) * 2010-12-30 2012-01-27 Юрий Васильевич Кузнецов КОРРОЗИОННО-СТОЙКИЙ СПЛАВ НА ОСНОВЕ Fe-Cr-Ni, ИЗДЕЛИЕ ИЗ НЕГО И СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ИЗДЕЛИЯ

Family Cites Families (409)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2974076A (en) 1954-06-10 1961-03-07 Crucible Steel Co America Mixed phase, alpha-beta titanium alloys and method for making same
GB847103A (en) 1956-08-20 1960-09-07 Copperweld Steel Co A method of making a bimetallic billet
US3025905A (en) 1957-02-07 1962-03-20 North American Aviation Inc Method for precision forming
US3015292A (en) 1957-05-13 1962-01-02 Northrop Corp Heated draw die
US2932886A (en) 1957-05-28 1960-04-19 Lukens Steel Co Production of clad steel plates by the 2-ply method
US2857269A (en) 1957-07-11 1958-10-21 Crucible Steel Co America Titanium base alloy and method of processing same
US2893864A (en) 1958-02-04 1959-07-07 Harris Geoffrey Thomas Titanium base alloys
US3060564A (en) 1958-07-14 1962-10-30 North American Aviation Inc Titanium forming method and means
US3082083A (en) 1960-12-02 1963-03-19 Armco Steel Corp Alloy of stainless steel and articles
US3117471A (en) 1962-07-17 1964-01-14 Kenneth L O'connell Method and means for making twist drills
US3313138A (en) 1964-03-24 1967-04-11 Crucible Steel Co America Method of forging titanium alloy billets
US3379522A (en) 1966-06-20 1968-04-23 Titanium Metals Corp Dispersoid titanium and titaniumbase alloys
US3436277A (en) 1966-07-08 1969-04-01 Reactive Metals Inc Method of processing metastable beta titanium alloy
GB1170997A (en) 1966-07-14 1969-11-19 Standard Pressed Steel Co Alloy Articles.
US3489617A (en) 1967-04-11 1970-01-13 Titanium Metals Corp Method for refining the beta grain size of alpha and alpha-beta titanium base alloys
US3469975A (en) 1967-05-03 1969-09-30 Reactive Metals Inc Method of handling crevice-corrosion inducing halide solutions
US3605477A (en) 1968-02-02 1971-09-20 Arne H Carlson Precision forming of titanium alloys and the like by use of induction heating
US4094708A (en) 1968-02-16 1978-06-13 Imperial Metal Industries (Kynoch) Limited Titanium-base alloys
US3622406A (en) 1968-03-05 1971-11-23 Titanium Metals Corp Dispersoid titanium and titanium-base alloys
US3615378A (en) 1968-10-02 1971-10-26 Reactive Metals Inc Metastable beta titanium-base alloy
US3584487A (en) 1969-01-16 1971-06-15 Arne H Carlson Precision forming of titanium alloys and the like by use of induction heating
US3635068A (en) 1969-05-07 1972-01-18 Iit Res Inst Hot forming of titanium and titanium alloys
US3649259A (en) 1969-06-02 1972-03-14 Wyman Gordon Co Titanium alloy
GB1501622A (en) 1972-02-16 1978-02-22 Int Harvester Co Metal shaping processes
JPS4926163B1 (ru) 1970-06-17 1974-07-06
US3676225A (en) 1970-06-25 1972-07-11 United Aircraft Corp Thermomechanical processing of intermediate service temperature nickel-base superalloys
US3867208A (en) 1970-11-24 1975-02-18 Nikolai Alexandrovich Grekov Method for producing annular forgings
US3686041A (en) 1971-02-17 1972-08-22 Gen Electric Method of producing titanium alloys having an ultrafine grain size and product produced thereby
DE2148519A1 (de) 1971-09-29 1973-04-05 Ottensener Eisenwerk Gmbh Verfahren und vorrichtung zum erwaermen und boerdeln von ronden
DE2204343C3 (de) 1972-01-31 1975-04-17 Ottensener Eisenwerk Gmbh, 2000 Hamburg Vorrichtung zur Randzonenerwärmung einer um die zentrische Normalachse umlaufenden Ronde
US3802877A (en) 1972-04-18 1974-04-09 Titanium Metals Corp High strength titanium alloys
JPS5025418A (ru) 1973-03-02 1975-03-18
FR2237435A5 (ru) 1973-07-10 1975-02-07 Aerospatiale
JPS5339183B2 (ru) 1974-07-22 1978-10-19
SU534518A1 (ru) 1974-10-03 1976-11-05 Предприятие П/Я В-2652 Способ термомеханической обработки сплавов на основе титана
US4098623A (en) 1975-08-01 1978-07-04 Hitachi, Ltd. Method for heat treatment of titanium alloy
FR2341384A1 (fr) 1976-02-23 1977-09-16 Little Inc A Lubrifiant et procede de formage a chaud des metaux
US4053330A (en) 1976-04-19 1977-10-11 United Technologies Corporation Method for improving fatigue properties of titanium alloy articles
GB1479855A (en) 1976-04-23 1977-07-13 Statni Vyzkumny Ustav Material Protective coating for titanium alloy blades for turbine and turbo-compressor rotors
US4121953A (en) 1977-02-02 1978-10-24 Westinghouse Electric Corp. High strength, austenitic, non-magnetic alloy
US4138141A (en) 1977-02-23 1979-02-06 General Signal Corporation Force absorbing device and force transmission device
US4120187A (en) 1977-05-24 1978-10-17 General Dynamics Corporation Forming curved segments from metal plates
SU631234A1 (ru) 1977-06-01 1978-11-05 Karpushin Viktor N Способ правки листов из высокопрочных сплавов
US4163380A (en) 1977-10-11 1979-08-07 Lockheed Corporation Forming of preconsolidated metal matrix composites
US4197643A (en) 1978-03-14 1980-04-15 University Of Connecticut Orthodontic appliance of titanium alloy
US4309226A (en) 1978-10-10 1982-01-05 Chen Charlie C Process for preparation of near-alpha titanium alloys
US4229216A (en) 1979-02-22 1980-10-21 Rockwell International Corporation Titanium base alloy
JPS6039744B2 (ja) 1979-02-23 1985-09-07 三菱マテリアル株式会社 時効硬化型チタン合金部材の矯正時効処理方法
US4299626A (en) 1980-09-08 1981-11-10 Rockwell International Corporation Titanium base alloy for superplastic forming
JPS5762820A (en) 1980-09-29 1982-04-16 Akio Nakano Method of secondary operation for metallic product
JPS5762846A (en) 1980-09-29 1982-04-16 Akio Nakano Die casting and working method
CA1194346A (en) 1981-04-17 1985-10-01 Edward F. Clatworthy Corrosion resistant high strength nickel-base alloy
JPS57202935A (en) 1981-06-04 1982-12-13 Sumitomo Metal Ind Ltd Forging method for titanium alloy
US4639281A (en) 1982-02-19 1987-01-27 Mcdonnell Douglas Corporation Advanced titanium composite
JPS58167724A (ja) 1982-03-26 1983-10-04 Kobe Steel Ltd 石油掘削スタビライザ−用素材の製造方法
JPS58210158A (ja) 1982-05-31 1983-12-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性の優れた油井管用高強度合金
JPS58210156A (ja) 1982-05-31 1983-12-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性の優れた油井管用高強度合金
SU1088397A1 (ru) 1982-06-01 1991-02-15 Предприятие П/Я А-1186 Способ термоправки издели из титановых сплавов
DE3382737T2 (de) 1982-11-10 1994-05-19 Mitsubishi Heavy Ind Ltd Nickel-Chrom-Legierung.
US4473125A (en) 1982-11-17 1984-09-25 Fansteel Inc. Insert for drill bits and drill stabilizers
FR2545104B1 (fr) 1983-04-26 1987-08-28 Nacam Procede de recuit localise par chauffage par indication d'un flan de tole et poste de traitement thermique pour sa mise en oeuvre
RU1131234C (ru) 1983-06-09 1994-10-30 ВНИИ авиационных материалов Сплав на основе титана
US4510788A (en) 1983-06-21 1985-04-16 Trw Inc. Method of forging a workpiece
SU1135798A1 (ru) 1983-07-27 1985-01-23 Московский Ордена Октябрьской Революции И Ордена Трудового Красного Знамени Институт Стали И Сплавов Способ обработки заготовок из титановых сплавов
JPS6046358A (ja) 1983-08-22 1985-03-13 Sumitomo Metal Ind Ltd α＋β型チタン合金の製造方法
US4543132A (en) 1983-10-31 1985-09-24 United Technologies Corporation Processing for titanium alloys
JPS60100655A (ja) 1983-11-04 1985-06-04 Mitsubishi Metal Corp 耐応力腐食割れ性のすぐれた高Ｃｒ含有Νｉ基合金部材の製造法
US4554028A (en) 1983-12-13 1985-11-19 Carpenter Technology Corporation Large warm worked, alloy article
FR2557145B1 (fr) 1983-12-21 1986-05-23 Snecma Procede de traitements thermomecaniques pour superalliages en vue d'obtenir des structures a hautes caracteristiques mecaniques
US4482398A (en) 1984-01-27 1984-11-13 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Method for refining microstructures of cast titanium articles
DE3405805A1 (de) 1984-02-17 1985-08-22 Siemens AG, 1000 Berlin und 8000 München Schutzrohranordnung fuer glasfaser
JPS60190519A (ja) 1984-03-12 1985-09-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 二相ステンレス棒鋼の直接軟化圧延方法
JPS6160871A (ja) 1984-08-30 1986-03-28 Mitsubishi Heavy Ind Ltd チタン合金の製造法
US4631092A (en) 1984-10-18 1986-12-23 The Garrett Corporation Method for heat treating cast titanium articles to improve their mechanical properties
GB8429892D0 (en) 1984-11-27 1985-01-03 Sonat Subsea Services Uk Ltd Cleaning pipes
US4690716A (en) 1985-02-13 1987-09-01 Westinghouse Electric Corp. Process for forming seamless tubing of zirconium or titanium alloys from welded precursors
JPS61217564A (ja) 1985-03-25 1986-09-27 Hitachi Metals Ltd ＮｉＴｉ合金の伸線方法
JPS61270356A (ja) * 1985-05-24 1986-11-29 Kobe Steel Ltd 極低温で高強度高靭性を有するオ−ステナイト系ステンレス鋼板
JPH0686638B2 (ja) 1985-06-27 1994-11-02 三菱マテリアル株式会社 加工性の優れた高強度Ｔｉ合金材及びその製造方法
US4714468A (en) 1985-08-13 1987-12-22 Pfizer Hospital Products Group Inc. Prosthesis formed from dispersion strengthened cobalt-chromium-molybdenum alloy produced by gas atomization
US4668290A (en) 1985-08-13 1987-05-26 Pfizer Hospital Products Group Inc. Dispersion strengthened cobalt-chromium-molybdenum alloy produced by gas atomization
JPS62109956A (ja) 1985-11-08 1987-05-21 Sumitomo Metal Ind Ltd チタン合金の製造方法
JPS62127074A (ja) 1985-11-28 1987-06-09 三菱マテリアル株式会社 ＴｉまたはＴｉ合金製ゴルフシヤフト素材の製造法
JPS62149859A (ja) 1985-12-24 1987-07-03 Nippon Mining Co Ltd β型チタン合金線材の製造方法
EP0235075B1 (en) 1986-01-20 1992-05-06 Mitsubishi Jukogyo Kabushiki Kaisha Ni-based alloy and method for preparing same
JPS62227597A (ja) 1986-03-28 1987-10-06 Sumitomo Metal Ind Ltd 固相接合用２相系ステンレス鋼薄帯
JPS62247023A (ja) 1986-04-19 1987-10-28 Nippon Steel Corp ステンレス厚鋼板の製造方法
DE3622433A1 (de) 1986-07-03 1988-01-21 Deutsche Forsch Luft Raumfahrt Verfahren zur verbesserung der statischen und dynamischen mechanischen eigenschaften von ((alpha)+ss)-titanlegierungen
JPS6349302A (ja) 1986-08-18 1988-03-02 Kawasaki Steel Corp 形鋼の製造方法
US4799975A (en) 1986-10-07 1989-01-24 Nippon Kokan Kabushiki Kaisha Method for producing beta type titanium alloy materials having excellent strength and elongation
JPH0784632B2 (ja) 1986-10-31 1995-09-13 住友金属工業株式会社 油井環境用チタン合金の耐食性改善方法
JPS63188426A (ja) 1987-01-29 1988-08-04 Sekisui Chem Co Ltd 板状材料の連続成形方法
FR2614040B1 (fr) 1987-04-16 1989-06-30 Cezus Co Europ Zirconium Procede de fabrication d'une piece en alliage de titane et piece obtenue
GB8710200D0 (en) 1987-04-29 1987-06-03 Alcan Int Ltd Light metal alloy treatment
JPH0694057B2 (ja) 1987-12-12 1994-11-24 新日本製鐵株式會社 耐海水性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法
JPH01272750A (ja) 1988-04-26 1989-10-31 Nippon Steel Corp α＋β型Ｔｉ合金展伸材の製造方法
JPH01279736A (ja) 1988-05-02 1989-11-10 Nippon Mining Co Ltd β型チタン合金材の熱処理方法
US4808249A (en) 1988-05-06 1989-02-28 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Method for making an integral titanium alloy article having at least two distinct microstructural regions
US4851055A (en) 1988-05-06 1989-07-25 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Method of making titanium alloy articles having distinct microstructural regions corresponding to high creep and fatigue resistance
US4888973A (en) 1988-09-06 1989-12-26 Murdock, Inc. Heater for superplastic forming of metals
US4857269A (en) 1988-09-09 1989-08-15 Pfizer Hospital Products Group Inc. High strength, low modulus, ductile, biopcompatible titanium alloy
CA2004548C (en) 1988-12-05 1996-12-31 Kenji Aihara Metallic material having ultra-fine grain structure and method for its manufacture
US4957567A (en) 1988-12-13 1990-09-18 General Electric Company Fatigue crack growth resistant nickel-base article and alloy and method for making
US4975125A (en) 1988-12-14 1990-12-04 Aluminum Company Of America Titanium alpha-beta alloy fabricated material and process for preparation
US5173134A (en) 1988-12-14 1992-12-22 Aluminum Company Of America Processing alpha-beta titanium alloys by beta as well as alpha plus beta forging
US4911884A (en) 1989-01-30 1990-03-27 General Electric Company High strength non-magnetic alloy
JPH02205661A (ja) 1989-02-06 1990-08-15 Sumitomo Metal Ind Ltd β型チタン合金製スプリングの製造方法
US4980127A (en) 1989-05-01 1990-12-25 Titanium Metals Corporation Of America (Timet) Oxidation resistant titanium-base alloy
US4943412A (en) 1989-05-01 1990-07-24 Timet High strength alpha-beta titanium-base alloy
US5366598A (en) 1989-06-30 1994-11-22 Eltech Systems Corporation Method of using a metal substrate of improved surface morphology
JPH0823053B2 (ja) 1989-07-10 1996-03-06 日本鋼管株式会社 加工性に優れた高強度チタン合金およびその合金材の製造方法ならびにその超塑性加工法
US5256369A (en) 1989-07-10 1993-10-26 Nkk Corporation Titanium base alloy for excellent formability and method of making thereof and method of superplastic forming thereof
US5074907A (en) 1989-08-16 1991-12-24 General Electric Company Method for developing enhanced texture in titanium alloys, and articles made thereby
JP2822643B2 (ja) 1989-08-28 1998-11-11 日本鋼管株式会社 チタン合金燒結体の熱間鍛造法
JP2536673B2 (ja) 1989-08-29 1996-09-18 日本鋼管株式会社 冷間加工用チタン合金材の熱処理方法
US5041262A (en) 1989-10-06 1991-08-20 General Electric Company Method of modifying multicomponent titanium alloys and alloy produced
JPH03134124A (ja) 1989-10-19 1991-06-07 Agency Of Ind Science & Technol 耐エロージョン性に優れたチタン合金及びその製造方法
JPH03138343A (ja) 1989-10-23 1991-06-12 Toshiba Corp ニッケル基合金部材およびその製造方法
US5026520A (en) 1989-10-23 1991-06-25 Cooper Industries, Inc. Fine grain titanium forgings and a method for their production
US5169597A (en) 1989-12-21 1992-12-08 Davidson James A Biocompatible low modulus titanium alloy for medical implants
US5244517A (en) 1990-03-20 1993-09-14 Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha Manufacturing titanium alloy component by beta forming
US5032189A (en) 1990-03-26 1991-07-16 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Method for refining the microstructure of beta processed ingot metallurgy titanium alloy articles
US5094812A (en) 1990-04-12 1992-03-10 Carpenter Technology Corporation Austenitic, non-magnetic, stainless steel alloy
JPH0436445A (ja) 1990-05-31 1992-02-06 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性チタン合金継目無管の製造方法
JP2841766B2 (ja) 1990-07-13 1998-12-24 住友金属工業株式会社 耐食性チタン合金溶接管の製造方法
JP2968822B2 (ja) 1990-07-17 1999-11-02 株式会社神戸製鋼所 高強度・高延性β型Ｔｉ合金材の製法
JPH04103737A (ja) 1990-08-22 1992-04-06 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度高靭性チタン合金およびその製造方法
KR920004946A (ko) 1990-08-29 1992-03-28 한태희 Vga의 입출력 포트 액세스 회로
DE69107758T2 (de) 1990-10-01 1995-10-12 Sumitomo Metal Ind Verfahren zur Verbesserung der Zerspanbarkeit von Titan und Titanlegierungen, und Titanlegierungen mit guter Zerspanbarkeit.
JPH04143236A (ja) 1990-10-03 1992-05-18 Nkk Corp 冷間加工性に優れた高強度α型チタン合金
JPH04168227A (ja) 1990-11-01 1992-06-16 Kawasaki Steel Corp オーステナイト系ステンレス鋼板又は鋼帯の製造方法
EP0484931B1 (en) 1990-11-09 1998-01-14 Kabushiki Kaisha Toyota Chuo Kenkyusho Sintered powdered titanium alloy and method for producing the same
RU2003417C1 (ru) 1990-12-14 1993-11-30 Всероссийский институт легких сплавов Способ получени кованых полуфабрикатов из литых сплавов системы TI - AL
FR2675818B1 (fr) 1991-04-25 1993-07-16 Saint Gobain Isover Alliage pour centrifugeur de fibres de verre.
FR2676460B1 (fr) 1991-05-14 1993-07-23 Cezus Co Europ Zirconium Procede de fabrication d'une piece en alliage de titane comprenant un corroyage a chaud modifie et piece obtenue.
US5219521A (en) 1991-07-29 1993-06-15 Titanium Metals Corporation Alpha-beta titanium-base alloy and method for processing thereof
US5374323A (en) 1991-08-26 1994-12-20 Aluminum Company Of America Nickel base alloy forged parts
US5360496A (en) 1991-08-26 1994-11-01 Aluminum Company Of America Nickel base alloy forged parts
US5160554A (en) 1991-08-27 1992-11-03 Titanium Metals Corporation Alpha-beta titanium-base alloy and fastener made therefrom
DE4228528A1 (de) 1991-08-29 1993-03-04 Okuma Machinery Works Ltd Verfahren und vorrichtung zur metallblechverarbeitung
JP2606023B2 (ja) 1991-09-02 1997-04-30 日本鋼管株式会社 高強度高靭性α＋β型チタン合金の製造方法
CN1028375C (zh) 1991-09-06 1995-05-10 中国科学院金属研究所 一种钛镍合金箔及板材的制取工艺
GB9121147D0 (en) 1991-10-04 1991-11-13 Ici Plc Method for producing clad metal plate
JPH05117791A (ja) 1991-10-28 1993-05-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度高靱性で冷間加工可能なチタン合金
US5162159A (en) 1991-11-14 1992-11-10 The Standard Oil Company Metal alloy coated reinforcements for use in metal matrix composites
US5201967A (en) 1991-12-11 1993-04-13 Rmi Titanium Company Method for improving aging response and uniformity in beta-titanium alloys
JP3532565B2 (ja) 1991-12-31 2004-05-31 ミネソタ マイニング アンド マニュファクチャリング カンパニー 再剥離型低溶融粘度アクリル系感圧接着剤
JPH05195175A (ja) 1992-01-16 1993-08-03 Sumitomo Electric Ind Ltd 高疲労強度βチタン合金ばねの製造方法
US5226981A (en) 1992-01-28 1993-07-13 Sandvik Special Metals, Corp. Method of manufacturing corrosion resistant tubing from welded stock of titanium or titanium base alloy
US5399212A (en) 1992-04-23 1995-03-21 Aluminum Company Of America High strength titanium-aluminum alloy having improved fatigue crack growth resistance
JP2669261B2 (ja) 1992-04-23 1997-10-27 三菱電機株式会社 フォーミングレールの製造装置
US5277718A (en) 1992-06-18 1994-01-11 General Electric Company Titanium article having improved response to ultrasonic inspection, and method therefor
JPH0693389A (ja) 1992-06-23 1994-04-05 Nkk Corp 耐食性及び延靱性に優れた高Ｓｉ含有ステンレス鋼およびその製造方法
DE69330781T2 (de) 1992-07-16 2002-04-18 Nippon Steel Corp Stab aus titanlegierung zur herstellung von motorenventilen
JP3839493B2 (ja) 1992-11-09 2006-11-01 日本発条株式会社 Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物からなる部材の製造方法
US5310522A (en) 1992-12-07 1994-05-10 Carondelet Foundry Company Heat and corrosion resistant iron-nickel-chromium alloy
FR2711674B1 (fr) 1993-10-21 1996-01-12 Creusot Loire Acier inoxydable austénitique à hautes caractéristiques ayant une grande stabilité structurale et utilisations.
US5358686A (en) 1993-02-17 1994-10-25 Parris Warren M Titanium alloy containing Al, V, Mo, Fe, and oxygen for plate applications
US5332545A (en) 1993-03-30 1994-07-26 Rmi Titanium Company Method of making low cost Ti-6A1-4V ballistic alloy
FR2712307B1 (fr) 1993-11-10 1996-09-27 United Technologies Corp Articles en super-alliage à haute résistance mécanique et à la fissuration et leur procédé de fabrication.
JP3083225B2 (ja) 1993-12-01 2000-09-04 オリエント時計株式会社 チタン合金製装飾品の製造方法、および時計外装部品
JPH07179962A (ja) 1993-12-24 1995-07-18 Nkk Corp 連続繊維強化チタン基複合材料及びその製造方法
JP2988246B2 (ja) 1994-03-23 1999-12-13 日本鋼管株式会社 （α＋β）型チタン合金超塑性成形部材の製造方法
JP2877013B2 (ja) 1994-05-25 1999-03-31 株式会社神戸製鋼所 耐摩耗性に優れた表面処理金属部材およびその製法
US5442847A (en) 1994-05-31 1995-08-22 Rockwell International Corporation Method for thermomechanical processing of ingot metallurgy near gamma titanium aluminides to refine grain size and optimize mechanical properties
JPH0859559A (ja) 1994-08-23 1996-03-05 Mitsubishi Chem Corp ジアルキルカーボネートの製造方法
JPH0890074A (ja) 1994-09-20 1996-04-09 Nippon Steel Corp チタンおよびチタン合金線材の矯直方法
US5472526A (en) 1994-09-30 1995-12-05 General Electric Company Method for heat treating Ti/Al-base alloys
AU705336B2 (en) 1994-10-14 1999-05-20 Osteonics Corp. Low modulus, biocompatible titanium base alloys for medical devices
US5698050A (en) 1994-11-15 1997-12-16 Rockwell International Corporation Method for processing-microstructure-property optimization of α-β beta titanium alloys to obtain simultaneous improvements in mechanical properties and fracture resistance
US5759484A (en) 1994-11-29 1998-06-02 Director General Of The Technical Research And Developent Institute, Japan Defense Agency High strength and high ductility titanium alloy
JP3319195B2 (ja) 1994-12-05 2002-08-26 日本鋼管株式会社 α＋β型チタン合金の高靱化方法
US5547523A (en) 1995-01-03 1996-08-20 General Electric Company Retained strain forging of ni-base superalloys
ES2179940T3 (es) * 1995-04-14 2003-02-01 Nippon Steel Corp Aparato para fabricar bandas de acero inoxidable.
US6059904A (en) 1995-04-27 2000-05-09 General Electric Company Isothermal and high retained strain forging of Ni-base superalloys
JPH08300044A (ja) 1995-04-27 1996-11-19 Nippon Steel Corp 棒線材連続矯正装置
US5600989A (en) 1995-06-14 1997-02-11 Segal; Vladimir Method of and apparatus for processing tungsten heavy alloys for kinetic energy penetrators
DE69529178T2 (de) 1995-09-13 2003-10-02 Toshiba Kawasaki Kk Verfahren zum herstellen einer turbinenschaufel aus titanlegierung und titanlegierungsturbinenschaufel
JP3445991B2 (ja) 1995-11-14 2003-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 面内異方性の小さいα＋β型チタン合金材の製造方法
US5649280A (en) 1996-01-02 1997-07-15 General Electric Company Method for controlling grain size in Ni-base superalloys
JP3873313B2 (ja) 1996-01-09 2007-01-24 住友金属工業株式会社 高強度チタン合金の製造方法
US5759305A (en) 1996-02-07 1998-06-02 General Electric Company Grain size control in nickel base superalloys
JPH09215786A (ja) 1996-02-15 1997-08-19 Mitsubishi Materials Corp ゴルフクラブヘッドおよびその製造方法
US5861070A (en) 1996-02-27 1999-01-19 Oregon Metallurgical Corporation Titanium-aluminum-vanadium alloys and products made using such alloys
JP3838445B2 (ja) 1996-03-15 2006-10-25 本田技研工業株式会社 チタン合金製ブレーキローター及びその製造方法
CN1083015C (zh) 1996-03-29 2002-04-17 株式会社神户制钢所 高强度钛合金及其制品以及该制品的制造方法
JPH1088293A (ja) 1996-04-16 1998-04-07 Nippon Steel Corp 粗悪燃料および廃棄物を燃焼する環境において耐食性を有する合金、該合金を用いた鋼管およびその製造方法
DE19743802C2 (de) 1996-10-07 2000-09-14 Benteler Werke Ag Verfahren zur Herstellung eines metallischen Formbauteils
RU2134308C1 (ru) 1996-10-18 1999-08-10 Институт проблем сверхпластичности металлов РАН Способ обработки титановых сплавов
JPH10128459A (ja) 1996-10-21 1998-05-19 Daido Steel Co Ltd リングの後方スピニング加工方法
IT1286276B1 (it) 1996-10-24 1998-07-08 Univ Bologna Metodo per la rimozione totale o parziale di pesticidi e/o fitofarmaci da liquidi alimentari e non mediante l'uso di derivati della
WO1998022629A2 (en) 1996-11-22 1998-05-28 Dongjian Li A new class of beta titanium-based alloys with high strength and good ductility
US5897830A (en) 1996-12-06 1999-04-27 Dynamet Technology P/M titanium composite casting
US6044685A (en) 1997-08-29 2000-04-04 Wyman Gordon Closed-die forging process and rotationally incremental forging press
US5795413A (en) 1996-12-24 1998-08-18 General Electric Company Dual-property alpha-beta titanium alloy forgings
JP3959766B2 (ja) 1996-12-27 2007-08-15 大同特殊鋼株式会社 耐熱性にすぐれたＴｉ合金の処理方法
FR2760469B1 (fr) 1997-03-05 1999-10-22 Onera (Off Nat Aerospatiale) Aluminium de titane utilisable a temperature elevee
US5954724A (en) 1997-03-27 1999-09-21 Davidson; James A. Titanium molybdenum hafnium alloys for medical implants and devices
US5980655A (en) 1997-04-10 1999-11-09 Oremet-Wah Chang Titanium-aluminum-vanadium alloys and products made therefrom
JPH10306335A (ja) 1997-04-30 1998-11-17 Nkk Corp （α＋β）型チタン合金棒線材およびその製造方法
US6071360A (en) 1997-06-09 2000-06-06 The Boeing Company Controlled strain rate forming of thick titanium plate
JPH11223221A (ja) 1997-07-01 1999-08-17 Nippon Seiko Kk 転がり軸受
US6569270B2 (en) 1997-07-11 2003-05-27 Honeywell International Inc. Process for producing a metal article
KR100319651B1 (ko) 1997-09-24 2002-03-08 마스다 노부유키 고주파유도가열을이용하는자동판굽힘가공장치
US6594355B1 (en) 1997-10-06 2003-07-15 Worldcom, Inc. Method and apparatus for providing real time execution of specific communications services in an intelligent network
US20050047952A1 (en) 1997-11-05 2005-03-03 Allvac Ltd. Non-magnetic corrosion resistant high strength steels
GB2331103A (en) 1997-11-05 1999-05-12 Jessop Saville Limited Non-magnetic corrosion resistant high strength steels
FR2772790B1 (fr) 1997-12-18 2000-02-04 Snecma ALLIAGES INTERMETALLIQUES A BASE DE TITANE DU TYPE Ti2AlNb A HAUTE LIMITE D'ELASTICITE ET FORTE RESISTANCE AU FLUAGE
EP0970764B1 (en) 1998-01-29 2009-03-18 Amino Corporation Apparatus for dieless forming plate materials
KR19990074014A (ko) 1998-03-05 1999-10-05 신종계 선체 외판의 곡면가공 자동화 장치
JP2002505382A (ja) 1998-03-05 2002-02-19 メムリー・コーポレイション 擬弾性ベータチタン合金およびその使用
US6032508A (en) 1998-04-24 2000-03-07 Msp Industries Corporation Apparatus and method for near net warm forging of complex parts from axi-symmetrical workpieces
JPH11309521A (ja) 1998-04-24 1999-11-09 Nippon Steel Corp ステンレス製筒形部材のバルジ成形方法
JPH11319958A (ja) 1998-05-19 1999-11-24 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 曲がりクラッド管およびその製造方法
EP0969109B1 (en) 1998-05-26 2006-10-11 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Titanium alloy and process for production
US20010041148A1 (en) 1998-05-26 2001-11-15 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Alpha + beta type titanium alloy, process for producing titanium alloy, process for coil rolling, and process for producing cold-rolled coil of titanium alloy
FR2779155B1 (fr) 1998-05-28 2004-10-29 Kobe Steel Ltd Alliage de titane et sa preparation
US6632304B2 (en) 1998-05-28 2003-10-14 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Titanium alloy and production thereof
JP3452798B2 (ja) 1998-05-28 2003-09-29 株式会社神戸製鋼所 高強度β型Ｔｉ合金
JP3417844B2 (ja) 1998-05-28 2003-06-16 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度Ｔｉ合金の製法
JP2000153372A (ja) 1998-11-19 2000-06-06 Nkk Corp 施工性に優れた銅または銅合金クラッド鋼板の製造方法
US6334912B1 (en) 1998-12-31 2002-01-01 General Electric Company Thermomechanical method for producing superalloys with increased strength and thermal stability
US6409852B1 (en) 1999-01-07 2002-06-25 Jiin-Huey Chern Biocompatible low modulus titanium alloy for medical implant
US6143241A (en) 1999-02-09 2000-11-07 Chrysalis Technologies, Incorporated Method of manufacturing metallic products such as sheet by cold working and flash annealing
US6187045B1 (en) 1999-02-10 2001-02-13 Thomas K. Fehring Enhanced biocompatible implants and alloys
JP3681095B2 (ja) 1999-02-16 2005-08-10 株式会社クボタ 内面突起付き熱交換用曲げ管
JP3268639B2 (ja) 1999-04-09 2002-03-25 独立行政法人産業技術総合研究所 強加工装置、強加工法並びに被強加工金属系材料
RU2150528C1 (ru) 1999-04-20 2000-06-10 ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение Сплав на основе титана
US6558273B2 (en) 1999-06-08 2003-05-06 K. K. Endo Seisakusho Method for manufacturing a golf club
KR100417943B1 (ko) 1999-06-11 2004-02-11 가부시키가이샤 도요다 쥬오 겐큐쇼 티탄 합금 및 이의 제조방법
JP2001071037A (ja) 1999-09-03 2001-03-21 Matsushita Electric Ind Co Ltd マグネシウム合金のプレス加工方法およびプレス加工装置
US6402859B1 (en) 1999-09-10 2002-06-11 Terumo Corporation β-titanium alloy wire, method for its production and medical instruments made by said β-titanium alloy wire
JP4562830B2 (ja) 1999-09-10 2010-10-13 トクセン工業株式会社 βチタン合金細線の製造方法
US7024897B2 (en) 1999-09-24 2006-04-11 Hot Metal Gas Forming Intellectual Property, Inc. Method of forming a tubular blank into a structural component and die therefor
RU2172359C1 (ru) 1999-11-25 2001-08-20 Государственное предприятие Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов Сплав на основе титана и изделие, выполненное из него
US6387197B1 (en) 2000-01-11 2002-05-14 General Electric Company Titanium processing methods for ultrasonic noise reduction
RU2156828C1 (ru) 2000-02-29 2000-09-27 Воробьев Игорь Андреевич СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ СТЕРЖНЕВЫХ ДЕТАЛЕЙ С ГОЛОВКАМИ ИЗ ДВУХФАЗНЫХ (α+β) ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
US6332935B1 (en) 2000-03-24 2001-12-25 General Electric Company Processing of titanium-alloy billet for improved ultrasonic inspectability
US6399215B1 (en) 2000-03-28 2002-06-04 The Regents Of The University Of California Ultrafine-grained titanium for medical implants
JP2001343472A (ja) 2000-03-31 2001-12-14 Seiko Epson Corp 時計用外装部品の製造方法、時計用外装部品及び時計
JP3753608B2 (ja) 2000-04-17 2006-03-08 株式会社日立製作所 逐次成形方法とその装置
US6532786B1 (en) 2000-04-19 2003-03-18 D-J Engineering, Inc. Numerically controlled forming method
US6197129B1 (en) 2000-05-04 2001-03-06 The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy Method for producing ultrafine-grained materials using repetitive corrugation and straightening
JP2001348635A (ja) 2000-06-05 2001-12-18 Nikkin Material:Kk 冷間加工性と加工硬化に優れたチタン合金
US6484387B1 (en) 2000-06-07 2002-11-26 L. H. Carbide Corporation Progressive stamping die assembly having transversely movable die station and method of manufacturing a stack of laminae therewith
AT408889B (de) 2000-06-30 2002-03-25 Schoeller Bleckmann Oilfield T Korrosionsbeständiger werkstoff
RU2169782C1 (ru) 2000-07-19 2001-06-27 ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение Сплав на основе титана и способ термической обработки крупногабаритных полуфабрикатов из этого сплава
RU2169204C1 (ru) 2000-07-19 2001-06-20 ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение Сплав на основе титана и способ термической обработки крупногабаритных полуфабрикатов из этого сплава
UA40862A (ru) 2000-08-15 2001-08-15 Інститут Металофізики Національної Академії Наук України Способ термо-механической обработки высокопрочных бета-титановых сплавов
US6877349B2 (en) 2000-08-17 2005-04-12 Industrial Origami, Llc Method for precision bending of sheet of materials, slit sheets fabrication process
JP2002069591A (ja) 2000-09-01 2002-03-08 Nkk Corp 高耐食ステンレス鋼
UA38805A (ru) 2000-10-16 2001-05-15 Інститут Металофізики Національної Академії Наук України Сплав на основе титана
US6946039B1 (en) 2000-11-02 2005-09-20 Honeywell International Inc. Physical vapor deposition targets, and methods of fabricating metallic materials
JP2002146497A (ja) 2000-11-08 2002-05-22 Daido Steel Co Ltd Ｎｉ基合金の製造方法
US6384388B1 (en) 2000-11-17 2002-05-07 Meritor Suspension Systems Company Method of enhancing the bending process of a stabilizer bar
JP3742558B2 (ja) 2000-12-19 2006-02-08 新日本製鐵株式会社 高延性で板面内材質異方性の小さい一方向圧延チタン板およびその製造方法
RU2259413C2 (ru) 2001-02-28 2005-08-27 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Брусок из сплава титана и способ его изготовления
DE60209880T2 (de) 2001-03-26 2006-11-23 Kabushiki Kaisha Toyota Chuo Kenkyusho Hochfeste titanlegierung und verfahren zu ihrer herstellung
US6539765B2 (en) 2001-03-28 2003-04-01 Gary Gates Rotary forging and quenching apparatus and method
US6536110B2 (en) 2001-04-17 2003-03-25 United Technologies Corporation Integrally bladed rotor airfoil fabrication and repair techniques
US6576068B2 (en) * 2001-04-24 2003-06-10 Ati Properties, Inc. Method of producing stainless steels having improved corrosion resistance
US8043446B2 (en) * 2001-04-27 2011-10-25 Research Institute Of Industrial Science And Technology High manganese duplex stainless steel having superior hot workabilities and method manufacturing thereof
RU2203974C2 (ru) 2001-05-07 2003-05-10 ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение Сплав на основе титана
DE10128199B4 (de) 2001-06-11 2007-07-12 Benteler Automobiltechnik Gmbh Vorrichtung zur Umformung von Metallblechen
RU2197555C1 (ru) 2001-07-11 2003-01-27 Общество с ограниченной ответственностью Научно-производственное предприятие "Велес" СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ СТЕРЖНЕВЫХ ДЕТАЛЕЙ С ГОЛОВКАМИ ИЗ (α+β) ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
JP3934372B2 (ja) 2001-08-15 2007-06-20 株式会社神戸製鋼所 高強度および低ヤング率のβ型Ｔｉ合金並びにその製造方法
JP2003074566A (ja) 2001-08-31 2003-03-12 Nsk Ltd 転動装置
CN1159472C (zh) 2001-09-04 2004-07-28 北京航空材料研究院 钛合金准β锻造工艺
JP4019668B2 (ja) 2001-09-05 2007-12-12 Ｊｆｅスチール株式会社 高靭性チタン合金材及びその製造方法
SE525252C2 (sv) * 2001-11-22 2005-01-11 Sandvik Ab Superaustenitiskt rostfritt stål samt användning av detta stål
US6663501B2 (en) 2001-12-07 2003-12-16 Charlie C. Chen Macro-fiber process for manufacturing a face for a metal wood golf club
JP2005527699A (ja) 2001-12-14 2005-09-15 エイティーアイ・プロパティーズ・インコーポレーテッド ベータ型チタン合金を処理する方法
JP3777130B2 (ja) 2002-02-19 2006-05-24 本田技研工業株式会社 逐次成形装置
FR2836640B1 (fr) 2002-03-01 2004-09-10 Snecma Moteurs Produits minces en alliages de titane beta ou quasi beta fabrication par forgeage
JP2003285126A (ja) 2002-03-25 2003-10-07 Toyota Motor Corp 温間塑性加工方法
RU2217260C1 (ru) 2002-04-04 2003-11-27 ОАО Верхнесалдинское металлургическое производственное объединение СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ПРОМЕЖУТОЧНОЙ ЗАГОТОВКИ ИЗ α- И (α+β)-ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
US6786985B2 (en) 2002-05-09 2004-09-07 Titanium Metals Corp. Alpha-beta Ti-Ai-V-Mo-Fe alloy
JP2003334633A (ja) 2002-05-16 2003-11-25 Daido Steel Co Ltd 段付き軸形状品の製造方法
US7410610B2 (en) 2002-06-14 2008-08-12 General Electric Company Method for producing a titanium metallic composition having titanium boride particles dispersed therein
US6918974B2 (en) 2002-08-26 2005-07-19 General Electric Company Processing of alpha-beta titanium alloy workpieces for good ultrasonic inspectability
JP4257581B2 (ja) 2002-09-20 2009-04-22 株式会社豊田中央研究所 チタン合金およびその製造方法
ATE439197T1 (de) 2002-09-30 2009-08-15 Rinascimetalli Ltd Verfahren zur bearbeitung von metall
JP2004131761A (ja) 2002-10-08 2004-04-30 Jfe Steel Kk チタン合金製ファスナー材の製造方法
US6932877B2 (en) 2002-10-31 2005-08-23 General Electric Company Quasi-isothermal forging of a nickel-base superalloy
FI115830B (fi) 2002-11-01 2005-07-29 Metso Powdermet Oy Menetelmä monimateriaalikomponenttien valmistamiseksi sekä monimateriaalikomponentti
US7008491B2 (en) 2002-11-12 2006-03-07 General Electric Company Method for fabricating an article of an alpha-beta titanium alloy by forging
CA2502575A1 (en) 2002-11-15 2004-06-03 University Of Utah Research Foundation Integral titanium boride coatings on titanium surfaces and associated methods
US20040099350A1 (en) 2002-11-21 2004-05-27 Mantione John V. Titanium alloys, methods of forming the same, and articles formed therefrom
US20050145310A1 (en) 2003-12-24 2005-07-07 General Electric Company Method for producing homogeneous fine grain titanium materials suitable for ultrasonic inspection
RU2321674C2 (ru) 2002-12-26 2008-04-10 Дженерал Электрик Компани Способ производства однородного мелкозернистого титанового материала (варианты)
US7010950B2 (en) 2003-01-17 2006-03-14 Visteon Global Technologies, Inc. Suspension component having localized material strengthening
DE10303458A1 (de) 2003-01-29 2004-08-19 Amino Corp., Fujinomiya Verfahren und Vorrichtung zum Formen dünner Metallbleche
JP4424471B2 (ja) * 2003-01-29 2010-03-03 住友金属工業株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法
RU2234998C1 (ru) 2003-01-30 2004-08-27 Антонов Александр Игоревич Способ изготовления полой цилиндрической длинномерной заготовки (варианты)
KR100617465B1 (ko) 2003-03-20 2006-09-01 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 고압 수소 가스용 스테인레스강, 그 강으로 이루어지는 용기 및 기기
JP4209233B2 (ja) 2003-03-28 2009-01-14 株式会社日立製作所 逐次成形加工装置
JP3838216B2 (ja) 2003-04-25 2006-10-25 住友金属工業株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼
US20040221929A1 (en) 2003-05-09 2004-11-11 Hebda John J. Processing of titanium-aluminum-vanadium alloys and products made thereby
US7073559B2 (en) 2003-07-02 2006-07-11 Ati Properties, Inc. Method for producing metal fibers
JP4041774B2 (ja) 2003-06-05 2008-01-30 住友金属工業株式会社 β型チタン合金材の製造方法
US7785429B2 (en) 2003-06-10 2010-08-31 The Boeing Company Tough, high-strength titanium alloys; methods of heat treating titanium alloys
US20050028905A1 (en) 2003-08-05 2005-02-10 Riffee Buford R. Process for manufacture of fasteners from titanium or a titanium alloy
AT412727B (de) 2003-12-03 2005-06-27 Boehler Edelstahl Korrosionsbeständige, austenitische stahllegierung
WO2005060631A2 (en) 2003-12-11 2005-07-07 Ohio University Titanium alloy microstructural refinement method and high temperature, high strain rate superplastic forming of titanium alloys
US7038426B2 (en) 2003-12-16 2006-05-02 The Boeing Company Method for prolonging the life of lithium ion batteries
JPWO2005078148A1 (ja) 2004-02-12 2007-10-18 住友金属工業株式会社 浸炭性ガス雰囲気下で使用するための金属管
JP2005281855A (ja) 2004-03-04 2005-10-13 Daido Steel Co Ltd 耐熱オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法
US7837812B2 (en) 2004-05-21 2010-11-23 Ati Properties, Inc. Metastable beta-titanium alloys and methods of processing the same by direct aging
RU2256713C1 (ru) 2004-06-18 2005-07-20 Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") Сплав на основе титана и изделие, выполненное из него
US7449075B2 (en) 2004-06-28 2008-11-11 General Electric Company Method for producing a beta-processed alpha-beta titanium-alloy article
RU2269584C1 (ru) 2004-07-30 2006-02-10 Открытое Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма" Сплав на основе титана
US20060045789A1 (en) 2004-09-02 2006-03-02 Coastcast Corporation High strength low cost titanium and method for making same
US7096596B2 (en) 2004-09-21 2006-08-29 Alltrade Tools Llc Tape measure device
US7601232B2 (en) 2004-10-01 2009-10-13 Dynamic Flowform Corp. α-β titanium alloy tubes and methods of flowforming the same
SE528008C2 (sv) * 2004-12-28 2006-08-01 Outokumpu Stainless Ab Austenitiskt rostfritt stål och stålprodukt
US7360387B2 (en) 2005-01-31 2008-04-22 Showa Denko K.K. Upsetting method and upsetting apparatus
US20060243356A1 (en) 2005-02-02 2006-11-02 Yuusuke Oikawa Austenite-type stainless steel hot-rolling steel material with excellent corrosion resistance, proof-stress, and low-temperature toughness and production method thereof
TWI276689B (en) 2005-02-18 2007-03-21 Nippon Steel Corp Induction heating device for a metal plate
JP5208354B2 (ja) 2005-04-11 2013-06-12 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼
US7984635B2 (en) 2005-04-22 2011-07-26 K.U. Leuven Research & Development Asymmetric incremental sheet forming system
RU2283889C1 (ru) 2005-05-16 2006-09-20 ОАО "Корпорация ВСМПО-АВИСМА" Сплав на основе титана
JP4787548B2 (ja) 2005-06-07 2011-10-05 株式会社アミノ 薄板の成形方法および装置
DE102005027259B4 (de) 2005-06-13 2012-09-27 Daimler Ag Verfahren zur Herstellung von metallischen Bauteilen durch Halbwarm-Umformung
US20070009858A1 (en) 2005-06-23 2007-01-11 Hatton John F Dental repair material
KR100677465B1 (ko) 2005-08-10 2007-02-07 이영화 판 굽힘용 장형 유도 가열기
US7531054B2 (en) 2005-08-24 2009-05-12 Ati Properties, Inc. Nickel alloy and method including direct aging
US8337750B2 (en) 2005-09-13 2012-12-25 Ati Properties, Inc. Titanium alloys including increased oxygen content and exhibiting improved mechanical properties
US7590481B2 (en) 2005-09-19 2009-09-15 Ford Global Technologies, Llc Integrated vehicle control system using dynamically determined vehicle conditions
JP4915202B2 (ja) * 2005-11-03 2012-04-11 大同特殊鋼株式会社 高窒素オーステナイト系ステンレス鋼
US7669452B2 (en) 2005-11-04 2010-03-02 Cyril Bath Company Titanium stretch forming apparatus and method
US8037928B2 (en) * 2005-12-21 2011-10-18 Exxonmobil Research & Engineering Company Chromium-enriched oxide containing material and preoxidation method of making the same to mitigate corrosion and fouling associated with heat transfer components
US7611592B2 (en) 2006-02-23 2009-11-03 Ati Properties, Inc. Methods of beta processing titanium alloys
JP5050199B2 (ja) 2006-03-30 2012-10-17 国立大学法人電気通信大学 マグネシウム合金材料製造方法及び装置並びにマグネシウム合金材料
WO2007114439A1 (ja) 2006-04-03 2007-10-11 National University Corporation The University Of Electro-Communications 超微細粒組織を有する材料およびその製造方法
KR100740715B1 (ko) 2006-06-02 2007-07-18 경상대학교산학협력단 집전체-전극 일체형 Ｔｉ-Ｎｉ계 합금-Ｎｉ황화물 소자
US7879286B2 (en) 2006-06-07 2011-02-01 Miracle Daniel B Method of producing high strength, high stiffness and high ductility titanium alloys
JP5187713B2 (ja) 2006-06-09 2013-04-24 国立大学法人電気通信大学 金属材料の微細化加工方法
WO2008127262A2 (en) 2006-06-23 2008-10-23 Jorgensen Forge Corporation Austenitic paramagnetic corrosion resistant steel
WO2008017257A1 (en) 2006-08-02 2008-02-14 Hangzhou Huitong Driving Chain Co., Ltd. A bended link plate and the method to making thereof
US20080103543A1 (en) 2006-10-31 2008-05-01 Medtronic, Inc. Implantable medical device with titanium alloy housing
CN101202528B (zh) 2006-12-11 2012-10-10 丹佛斯传动有限公司 电子装置及电动机变频器
JP2008200730A (ja) 2007-02-21 2008-09-04 Daido Steel Co Ltd Ｎｉ基耐熱合金の製造方法
CN101294264A (zh) 2007-04-24 2008-10-29 宝山钢铁股份有限公司 一种转子叶片用α+β型钛合金棒材制造工艺
US20080300552A1 (en) 2007-06-01 2008-12-04 Cichocki Frank R Thermal forming of refractory alloy surgical needles
CN100567534C (zh) 2007-06-19 2009-12-09 中国科学院金属研究所 一种高热强性、高热稳定性的高温钛合金的热加工和热处理方法
US20090000706A1 (en) 2007-06-28 2009-01-01 General Electric Company Method of controlling and refining final grain size in supersolvus heat treated nickel-base superalloys
DE102007039998B4 (de) 2007-08-23 2014-05-22 Benteler Defense Gmbh & Co. Kg Panzerung für ein Fahrzeug
RU2364660C1 (ru) 2007-11-26 2009-08-20 Владимир Валентинович Латыш Способ получения ультрамелкозернистых заготовок из титановых сплавов
JP2009138218A (ja) 2007-12-05 2009-06-25 Nissan Motor Co Ltd チタン合金部材及びチタン合金部材の製造方法
CN100547105C (zh) 2007-12-10 2009-10-07 巨龙钢管有限公司 一种x80钢弯管及其弯制工艺
CN103060718B (zh) 2007-12-20 2016-08-31 冶联科技地产有限责任公司 含有稳定元素的低镍奥氏体不锈钢
KR100977801B1 (ko) 2007-12-26 2010-08-25 주식회사 포스코 강도 및 연성이 우수한 저탄성 티타늄 합금 및 그 제조방법
JP2009167502A (ja) 2008-01-18 2009-07-30 Daido Steel Co Ltd 燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼
US8075714B2 (en) 2008-01-22 2011-12-13 Caterpillar Inc. Localized induction heating for residual stress optimization
RU2368695C1 (ru) 2008-01-30 2009-09-27 Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") Способ получения изделия из высоколегированного жаропрочного никелевого сплава
RU2382686C2 (ru) 2008-02-12 2010-02-27 Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" Способ штамповки заготовок из наноструктурных титановых сплавов
DE102008014559A1 (de) 2008-03-15 2009-09-17 Elringklinger Ag Verfahren zum bereichsweisen Umformen einer aus einem Federstahlblech hergestellten Blechlage einer Flachdichtung sowie Einrichtung zur Durchführung dieses Verfahrens
EP2281908B1 (en) 2008-05-22 2019-10-23 Nippon Steel Corporation High-strength ni-base alloy pipe for use in nuclear power plants and process for production thereof
JP2009299110A (ja) 2008-06-11 2009-12-24 Kobe Steel Ltd 断続切削性に優れた高強度α−β型チタン合金
JP5299610B2 (ja) 2008-06-12 2013-09-25 大同特殊鋼株式会社 Ｎｉ−Ｃｒ−Ｆｅ三元系合金材の製造方法
US8226568B2 (en) 2008-07-15 2012-07-24 Nellcor Puritan Bennett Llc Signal processing systems and methods using basis functions and wavelet transforms
JP5315888B2 (ja) 2008-09-22 2013-10-16 Ｊｆｅスチール株式会社 α−β型チタン合金およびその溶製方法
CN101684530A (zh) 2008-09-28 2010-03-31 杭正奎 超耐高温镍铬合金及其制造方法
RU2378410C1 (ru) 2008-10-01 2010-01-10 Открытое акционерное общество "Корпорация ВСПМО-АВИСМА" Способ изготовления плит из двухфазных титановых сплавов
US8408039B2 (en) 2008-10-07 2013-04-02 Northwestern University Microforming method and apparatus
RU2383654C1 (ru) 2008-10-22 2010-03-10 Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" Наноструктурный технически чистый титан для биомедицины и способ получения прутка из него
US8430075B2 (en) * 2008-12-16 2013-04-30 L.E. Jones Company Superaustenitic stainless steel and method of making and use thereof
WO2010084883A1 (ja) 2009-01-21 2010-07-29 住友金属工業株式会社 曲げ加工金属材およびその製造方法
RU2393936C1 (ru) 2009-03-25 2010-07-10 Владимир Алексеевич Шундалов Способ получения ультрамелкозернистых заготовок из металлов и сплавов
US8578748B2 (en) 2009-04-08 2013-11-12 The Boeing Company Reducing force needed to form a shape from a sheet metal
US8316687B2 (en) 2009-08-12 2012-11-27 The Boeing Company Method for making a tool used to manufacture composite parts
CN101637789B (zh) 2009-08-18 2011-06-08 西安航天博诚新材料有限公司 一种电阻热张力矫直装置及矫直方法
RU2413030C1 (ru) 2009-10-22 2011-02-27 Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина" (ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина") Трубная заготовка из коррозионно-стойкой стали
JP2011121118A (ja) 2009-11-11 2011-06-23 Univ Of Electro-Communications 難加工性金属材料を多軸鍛造処理する方法、それを実施する装置、および金属材料
WO2011062231A1 (ja) 2009-11-19 2011-05-26 独立行政法人物質・材料研究機構 耐熱超合金
KR20110069602A (ko) 2009-12-17 2011-06-23 주식회사 포스코 쌍롤식 박판주조기를 이용한 오스테나이트계 스테인레스 강판의 제조방법 및 이로부터 제조된 오스테나이트계 스테인레스 강판
RU2425164C1 (ru) 2010-01-20 2011-07-27 Открытое Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма" Вторичный титановый сплав и способ его изготовления
US10053758B2 (en) 2010-01-22 2018-08-21 Ati Properties Llc Production of high strength titanium
DE102010009185A1 (de) 2010-02-24 2011-11-17 Benteler Automobiltechnik Gmbh Profilbauteil
US20130062003A1 (en) 2010-05-17 2013-03-14 Magna International Inc. Method and apparatus for forming materials with low ductility
CA2706215C (en) * 2010-05-31 2017-07-04 Corrosion Service Company Limited Method and apparatus for providing electrochemical corrosion protection
US10207312B2 (en) 2010-06-14 2019-02-19 Ati Properties Llc Lubrication processes for enhanced forgeability
US9255316B2 (en) 2010-07-19 2016-02-09 Ati Properties, Inc. Processing of α+β titanium alloys
US8499605B2 (en) 2010-07-28 2013-08-06 Ati Properties, Inc. Hot stretch straightening of high strength α/β processed titanium
US9206497B2 (en) 2010-09-15 2015-12-08 Ati Properties, Inc. Methods for processing titanium alloys
US8613818B2 (en) 2010-09-15 2013-12-24 Ati Properties, Inc. Processing routes for titanium and titanium alloys
US20120067100A1 (en) 2010-09-20 2012-03-22 Ati Properties, Inc. Elevated Temperature Forming Methods for Metallic Materials
US20120076686A1 (en) 2010-09-23 2012-03-29 Ati Properties, Inc. High strength alpha/beta titanium alloy
US10513755B2 (en) 2010-09-23 2019-12-24 Ati Properties Llc High strength alpha/beta titanium alloy fasteners and fastener stock
US20120076611A1 (en) 2010-09-23 2012-03-29 Ati Properties, Inc. High Strength Alpha/Beta Titanium Alloy Fasteners and Fastener Stock
RU2447185C1 (ru) 2010-10-18 2012-04-10 Владимир Дмитриевич Горбач Высокопрочная немагнитная коррозионно-стойкая литейная сталь и способ ее термической обработки
JP2012140690A (ja) 2011-01-06 2012-07-26 Sanyo Special Steel Co Ltd 靭性、耐食性に優れた二相系ステンレス鋼の製造方法
JP5733857B2 (ja) 2011-02-28 2015-06-10 国立研究開発法人物質・材料研究機構 非磁性高強度成形品とその製造方法
US9574250B2 (en) 2011-04-25 2017-02-21 Hitachi Metals, Ltd. Fabrication method for stepped forged material
US9732408B2 (en) 2011-04-29 2017-08-15 Aktiebolaget Skf Heat-treatment of an alloy for a bearing component
US8679269B2 (en) 2011-05-05 2014-03-25 General Electric Company Method of controlling grain size in forged precipitation-strengthened alloys and components formed thereby
CN102212716B (zh) 2011-05-06 2013-03-27 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 一种低成本的α+β型钛合金
US8652400B2 (en) 2011-06-01 2014-02-18 Ati Properties, Inc. Thermo-mechanical processing of nickel-base alloys
US9034247B2 (en) 2011-06-09 2015-05-19 General Electric Company Alumina-forming cobalt-nickel base alloy and method of making an article therefrom
WO2012174501A1 (en) 2011-06-17 2012-12-20 Titanium Metals Corporation Method for the manufacture of alpha-beta ti-al-v-mo-fe alloy sheets
US20130133793A1 (en) 2011-11-30 2013-05-30 Ati Properties, Inc. Nickel-base alloy heat treatments, nickel-base alloys, and articles including nickel-base alloys
US9347121B2 (en) 2011-12-20 2016-05-24 Ati Properties, Inc. High strength, corrosion resistant austenitic alloys
US9050647B2 (en) 2013-03-15 2015-06-09 Ati Properties, Inc. Split-pass open-die forging for hard-to-forge, strain-path sensitive titanium-base and nickel-base alloys
US9869003B2 (en) 2013-02-26 2018-01-16 Ati Properties Llc Methods for processing alloys
US9192981B2 (en) 2013-03-11 2015-11-24 Ati Properties, Inc. Thermomechanical processing of high strength non-magnetic corrosion resistant material
US9777361B2 (en) 2013-03-15 2017-10-03 Ati Properties Llc Thermomechanical processing of alpha-beta titanium alloys
JP6171762B2 (ja) 2013-09-10 2017-08-02 大同特殊鋼株式会社 Ｎｉ基耐熱合金の鍛造加工方法
US10094003B2 (en) 2015-01-12 2018-10-09 Ati Properties Llc Titanium alloy
US10502252B2 (en) 2015-11-23 2019-12-10 Ati Properties Llc Processing of alpha-beta titanium alloys

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4919728A (en) * 1985-06-25 1990-04-24 Vereinigte Edelstahlwerke Ag (Vew) Method of manufacturing nonmagnetic drilling string components
JPH03264618A (ja) * 1990-03-14 1991-11-25 Nippon Steel Corp オーステナイト系ステンレス鋼の結晶粒制御圧延法
RU2288967C1 (ru) * 2005-04-15 2006-12-10 Закрытое акционерное общество ПКФ "Проммет-спецсталь" Коррозионно-стойкий сплав и изделие, выполненное из него
RU2392348C2 (ru) * 2008-08-20 2010-06-20 Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") Коррозионно-стойкая высокопрочная немагнитная сталь и способ ее термодеформационной обработки
RU2441089C1 (ru) * 2010-12-30 2012-01-27 Юрий Васильевич Кузнецов КОРРОЗИОННО-СТОЙКИЙ СПЛАВ НА ОСНОВЕ Fe-Cr-Ni, ИЗДЕЛИЕ ИЗ НЕГО И СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ИЗДЕЛИЯ

Also Published As

Publication number Publication date
IL245433A0 (en) 2016-06-30
AU2019200606B2 (en) 2020-10-15
BR102016010778A2 (ru) 2017-08-08
US11111552B2 (en) 2021-09-07
EP3068917B1 (en) 2020-07-22
AU2014349068A1 (en) 2016-05-26
JP2020041221A (ja) 2020-03-19
CN105849303A (zh) 2016-08-10
KR20160085785A (ko) 2016-07-18
BR112016010778B1 (pt) 2021-03-09
EP3068917A1 (en) 2016-09-21
RU2016118424A (ru) 2017-12-19
BR112016010778A8 (pt) 2017-10-03
CA2929946A1 (en) 2015-05-21
JP2017501299A (ja) 2017-01-12
KR102292830B1 (ko) 2021-08-24
US20150129093A1 (en) 2015-05-14
UA120258C2 (uk) 2019-11-11
WO2015073201A1 (en) 2015-05-21
IL245433B (en) 2020-09-30
ES2819236T3 (es) 2021-04-15
AU2019200606A1 (en) 2019-02-21
CA2929946C (en) 2022-06-14
JP6606073B2 (ja) 2019-11-13
MX2016005811A (es) 2016-08-11

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2675877C1 (ru) Способы обработки металлических сплавов
US10287655B2 (en) Nickel-base alloy and articles
JP2017501299A5 (ru)
JP6492057B2 (ja) 高い強度を有する銅―ニッケル―錫合金
AU2012262929A1 (en) Thermo-mechanical processing of nickel-base alloys
AU2011280078A1 (en) Processing of alpha/beta titanium alloys
WO2015005119A1 (ja) 高Ｃｒ鋼管の製造方法
JP6108924B2 (ja) 冷間鍛造用鋼の製造方法