RU2464324C1 - Способ криогенной обработки аустенитной стали - Google Patents
Способ криогенной обработки аустенитной стали Download PDFInfo
- Publication number
- RU2464324C1 RU2464324C1 RU2011136887/02A RU2011136887A RU2464324C1 RU 2464324 C1 RU2464324 C1 RU 2464324C1 RU 2011136887/02 A RU2011136887/02 A RU 2011136887/02A RU 2011136887 A RU2011136887 A RU 2011136887A RU 2464324 C1 RU2464324 C1 RU 2464324C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- steel
- nickel
- molybdenum
- temperature tempering
- deformation
- Prior art date
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Изобретение относится к области черной металлургии, конкретнее к способам обработки высокопрочных аустенитных сталей, и может быть использовано, например, для изготовления высоконагруженных деталей в машиностроении. Для повышения предела текучести и магнитных свойств выплавляют аустенитную сталь, содержащую компоненты в следующем соотношении, мас.%: углерод 0,01-0,20, хром 12,0-16,0, никель 11,0-15,0, алюминий 0,2-2,7, молибден 1,5-2,5, марганец до 0,3, титан до 0,3, кремний до 0,3, медь до 0,2, сера до 0,03, фосфор до 0,03, железо и неизбежные примеси - остальное, при выполнении следующих условий: сумма никеля и молибдена равна 13,0-16,5, отношение алюминия и никеля равно 0,018-0,18, проводят закалку стали, пластическую деформацию при криогенных температурах в несколько стадий, низкотемпературный отпуск после каждой стадии, высокотемпературный отпуск и ультразвуковую обработку в диапазоне рабочих частот f=26-27 кГц. 2 табл., 2 пр.
Description
Изобретение относится к области черной металлургии, конкретнее к способам деформационной и ультразвуковой обработки высокопрочных аустенитных сталей с мартенситным и диффузионным превращениями при криогенных температурах, и может быть использовано, например, при изготовлении высоконагруженных деталей в машиностроении и энергомашиностроении, прецизионных деталей в приборостоении.
Известен способ деформационной обработки сталей, включающий закалку, пластическую деформацию при жидком азоте и отпуск (Патент РФ №2049126, C21/D 9/22 05.02.1993 г.). Основными недостатками указанного способа являются низкие прочностные характеристики обработанных сталей и высокие внутренние микронапряжения.
Прототипом заявленного изобретения по технической сущности является способ криогенно-деформационной обработки стали, включающий закалку, пластическую деформацию в несколько стадий при температуре жидкого азота, низкотемпературный отпуск после каждой стадии и высокотемпературный отпуск на заключительной стадии обработки заготовок из стали, содержащей компоненты в следующем соотношении, мас.%: углерод 0,01-0,20; хром 13,0-18,0; никель 5,0-10,0; ванадий 3,0-6,0; молибден 3,0-6,0; марганец 3,0-6,0; титан 0,1-2,0; алюминий до 0,3; кремний до 0,3; медь до 0,2; сера до 0,03; фосфор до 0,03; железо и неизбежные примеси остальное; при выполнении условия: сумма ванадия и молибдена равна 7,0-11,0, сумма никеля и марганца равна 9,0-15,0 (Патент РФ №2394922, C21D 8/00 20.07.2010 г.). Применение данного способа приводит к повышению прочности и эксплуатационной надежности коррозионно-стойкой стали. Недостатками данного изобретения являются относительно невысокий предел текучести сталей и низкая намагниченность насыщения.
Техническим результатом предлагаемого изобретения является получение аустенитных сталей с высокими значениями предела текучести и намагниченности насыщения при сохранении удовлетворительной стойкости к охрупчиванию.
Указанный технический результат достигается тем, что в способе деформационной обработки стали, включающем закалку, пластическую деформацию при криогенных температурах в несколько стадий, низкотемпературный отпуск после каждой стадии и высокотемпературный отпуск, отличающемся тем, что обрабатывают сталь, содержащую компоненты в следующем соотношении, мас.%:
Углерод | 0,01-0,20 |
Хром | 12,0-16,0 |
Никель | 11,0-15,0 |
Алюминий | 0,2-2,7 |
Молибден | 1,5-2,5 |
Марганец | до 0,3 |
Титан | до 0,3 |
Кремний | до 0,3 |
Медь | до 0,2 |
Сера | до 0,03 |
Фосфор | до 0,03 |
Железо и неизбежные | |
примеси | остальное |
при выполнении условия: сумма никеля и молибдена равна 13,0-16,5; отношение алюминия и никеля равно 0,018-0,18,
после высокотемпературного отпуска проводят ультразвуковую обработку стали в диапазоне рабочих частот f=26-27 кГц.
Отличительными признаками предлагаемого способа от прототипа являются:
- выплавка хромоникелевой аустенитной стали заданного химического состава: содержание никеля 11,0-15,0%; содержание молибдена 1,5-2,5%; сумма никеля и молибдена равна 13,0-16,5;
- отношение алюминия и никеля равно 0,018-0,18;
- проведение после высокотемпературного отпуска ультразвуковой обработки в диапазоне рабочих частот f=26-27 кГц.
Эти отличительные признаки в совокупности с оптимальным химическим составом аустенитной стали позволяют получить нанокристаллические стали с высокими значениями предела текучести и намагниченности насыщения.
Химический состав стали выбран после детальных экспериментов по криогенной деформации аустенитных сталей с различным содержанием легирующих элементов. Содержание углерода в интервале 0,01-0,20% обеспечивает карбидное упрочнение при термической обработке стали. При более низком содержании углерода образование карбидов не происходит, при более высоком - наблюдается снижение пластичности стали. Содержание никеля находится в интервале 11,0-15,0% при условии, что сумма никеля и молибдена равна 13,0-16,5%, обеспечивает формирование частиц упрочняющих интерметаллидных нанофаз в мартенсите при криогенной деформации и последующем отпуске, что способствует повышению твердости. При содержании никеля и молибдена за пределами указанных интервалов данный эффект не наблюдается. При содержании никеля менее 11,0% образуется недостаточное количество аустенита и последующего превращения в мартенсит при отпуске, необходимого для обеспечения пластических свойств стали. При содержании никеля более 15,0% структура стали состоит из стабилизированного аустенита, который при криогенной деформации не превращается в мартенсит, что не позволяет получать высокие прочностные свойства. Алюминий вводится в сталь в количестве 0,2-2,7% для обеспечения выделения упрочняющих интерметаллидных фаз при высокотемпературном отпуске. При содержании алюминия менее 0,2% объемная доля интерметаллидов при высоком отпуске мала и упрочнение неэффективно. При содержании алюминия более 2,7% наблюдается снижение пластичности и охрупчивание стали. Молибден является поверхностно-активным элементом и вводится в сталь в количестве 1,5-2,5% для повышения пластичности стали. При легировании стали молибденом в количестве менее 1,5% эффект не наблюдается. При его содержании более 2,5% происходит образование труднорастворимых соединений типа µ-фазы, что требует проведение закалки после нагрева до весьма высоких температур 1200-1250°С. Отношение алюминия и никеля в составе стали равно 0,018-0,18, что приводит к образованию достаточного количества интерметаллидов при отпуске и достижению требуемого уровня прочности. При отношении алюминия и никеля менее 0,018% объемная доля упрочняющих интерметаллидных фаз на основе Ni и Al (типа NiAl) недостаточна для получения высокой намагниченности насыщения стали. Легирование стали алюминием и никелем в соотношении более 0,18% приводит к снижению стойкости к замедленному хрупкому разрушению и уменьшению срока службы деталей и изделий из обработанной аустенитной стали.
Химический состав стали по изобретению обеспечивает наиболее интенсивное формирование в аустенитной матрице нанокристаллической структуры в процессе деформации при криогенных температурах. Как следствие, именно такой состав приводит к наиболее заметному упрочнению стали, имеющей после деформации двухфазную аустенитно-мартенситную структуру. Наличие исходной аустенитной фазы обеспечивает достаточную пластичность сплава, хотя размер фрагментов аустенита также находится в нанометрическом диапазоне. Предлагаемый химический состав, как показали проведенные исследования, обеспечивает также выделение при высокотемпературном отпуске нанокристаллических интерметаллидных фаз, что приводит к дополнительному нанофазному упрочнению. Выделение интерметаллидов происходит в стали и без деформационной обработки, однако после криогенной деформационной обработки дисперсность и объемная доля частиц фаз увеличивается, что приводит к повышению предела текучести и намагниченности насыщения.
Пластическая деформация стали при криогенных температурах обеспечивает формирование нанокристаллической структуры, что приводит к значительному повышению прочностных и магнитных характеристик (а именно предела текучести и намагниченности насыщения). Деформация проводится по крайней мере в две стадии в сочетании с низкотемпературным отпуском, так как это позволяет избежать снижения пластичности и повышения внутренних микронапряжений.
Проведение низкотемпературного отпуска после каждой стадии деформации является обязательной операцией, так как обеспечивает значительное снятие внутренних микронапряжений, вызванных деформационной обработкой, и способствует повышению срока службы деталей из аустенитной стали.
При высокотемпературном отпуске происходит выделение дисперсных интерметаллидных фаз, что приводит к дополнительному нанофазному упрочнению и повышению предела текучести после обработки стали по предложенному способу.
Проведение после высокотемпературного отпуска ультразвуковой обработки (УЗО) в диапазоне рабочих частот f=26-27 кГц способствует повышению физико-механических свойств аустенитной стали. В процессе ультразвуковой обработки в сталях возникают ультразвуковые напряжения. Действие ультразвука приводит к образованию в объеме материала дополнительного количества α-мартенсита (10-12%). Дополнительное γ→α-превращение, связанное с ультразвуковой деформацией, наблюдается в основном в микрообластях с повышенным уровнем напряжений (дефекты упаковки, пересечение двойников). При этом «ультразвуковой» мартенсит в этих участках отличается более высокой степенью дисперсности, чем мартенсит «криогенный», что способствует повышению магнитных свойств стали. При этом наблюдается увеличение намагниченности насыщения материала, что является важной характеристикой для магнитно-полутвердых и магнитно-твердых материалов. Применение УЗО с частотой менее 26 кГц не приводит к повышению свойств стали. После обработки ультразвуком с частотой более 27 кГц происходит снижение пластичности и наблюдается охрупчивание стали.
Эффективность применения данного изобретения показана на следующих вариантах способа обработки.
Способ обработки №1. Плавку аустенитной стали с химическим составом, мас.%: 0,05 С, 12,5 Cr, 12,2 Ni, 0,7 Al, 1,7 Mo, 0,2 Mn, 0,2 Ti,, 0,15 Si, 0,1 Cu, 0,003 S, 0,01 P, ∑Cr+Ni=24,7; отношение Al/Ni=0,057 (остальное - железо и неизбежные примеси), выплавляли вакуумно-индукционным способом, проводили гомогенизацию и зачистку слитков, слитки ковали при температуре 1050-950°С на пруток квадратного сечения. Пруток (квадрат 12 мм) подвергали закалке от 1000°С на воздухе, проводили деформацию с помощью прокатки при температуре жидкого азота - 196°С за два прохода (в две стадии) с суммарной степенью деформации ε=50% (с 12 до 6,0 мм), после каждого прохода осуществляли низкотемпературный отпуск при температуре 200°С в течение 1 ч, проводили высокотемпературный отпуск при температуре 520°С в течение 2 ч, образцы подвергали ультразвуковой обработке (УЗО) с рабочей частотой f=26,3 кГц. В таблице 1 приведены данные рентгенографического исследования стали после обработки по предлагаемому способу. Результаты определения механических и магнитных свойств образцов из стали, обработанной по предлагаемому способу, приведены в таблице 2, п.1.
Способ обработки №2. Плавку аустенитной стали с химическим составом, мас.%: 0,13 С, 16,0 Cr, 13,5 Ni, 1,9 Al, 1,8 Mo, 0,2 Mn, 0,2 Ti, 0,15 Si, 0,1 Cu, 0,01 S, 0,01 P, ∑Cr+Ni=29,5; отношение Al/Ni=0,140 (остальное - железо и неизбежные примеси), выплавляли вакуумно-индукционным способом, проводили гомогенизацию и зачистку слитков, слитки ковали при температуре 1050-950°С на пруток квадратного сечения. Пруток (квадрат 12 мм) подвергали закалке от 1000°С на воздухе, проводили деформацию с помощью прокатки при температуре жидкого азота -196°С за три прохода (в три стадии) с суммарной степенью деформации ε=60% (с 12 мм до 5,2 мм), после каждого прохода осуществляли низкий отпуск при температуре 250°С в течение 1 ч, проводили высокотемпературный отпуск при температуре 500°С в течение 2 ч, образцы подвергали ультразвуковой обработке (УЗО) с рабочей частотой f=26,8 кГц. Результаты испытания образцов из стали, обработанной по предлагаемому способу с помощью прокатки и ультразвуковой обработки, приведены в таблице 2, п.2.
Проведено изучение связи изменений структуры, механических и магнитных свойств предложенной стали после криогенной деформации и ультразвуковой обработки.
Электронно-микроскопическое исследование предложенной стали показало, что после криогенной деформации в структуре наблюдаются нанокристаллы мартенсита и аустенита размером до 100 нм, а после высокотемпературного отпуска при 500-520°С, 2 ч - дополнительно и частицы интерметаллидной нанофазы NiAl размером до 20 нм. Они выделяются, главным образом, на межфазных границах и внутри фрагментов аустенитных и мартенситных кристаллов. В совокупности появление в структуре трех нанокристаллических фаз различной природы приводит к существенному возрастанию предела текучнсти при сохранении удовлетворительной пластичности стали. Применение УЗО способствует увеличению объемной доли мартенсита и степени его дисперсности, что обеспечивает дополнительное упрочнение и повышение магнитных свойств.
В таблице 1 приведены данные рентгенографического анализа предложенной стали после деформации 50%. Видно, что в структуре появилось значительное количество мартенсита (более 30%). Таким образом, после пластической деформации при температуре жидкого азота -196°С (криогенной температуре) формируется двухфазная нанокристаллическая аустенитно-мартенситная структура, в которой после высокотемпературного отпуска выделяются упрочняющие интерметаллидные фазы. После УЗО количество мартенсита увеличивается, что приводит к повышению прочностных и магнитных свойств.
Проведено сравнение механических и магнитных свойств предложенной стали и стали, обработанной по прототипу и имеющей соответствующий химический состав, который включает закалку от 1050°С, деформацию методом прокатки при температуре жидкого азота в 2 стадии со степенью обжатия до ε=50%, отпуск при 200°С, 1 ч и при 530°С, 2 ч. Результаты испытаний образцов из аустенитной стали, обработанной по прототипу, приведены в таблице 2, п.3.
Полученные результаты (табл.2) свидетельствуют о том, что обработка аустенитной стали по предлагаемому способу в сравнении с прототипом позволяет повысить предел текучести на 100-130 МПа и намагниченности насыщения на 40-50%, при сохранении удовлетворительной пластичности. Обработка по предлагаемому способу увеличивает эксплуатационную надежность и срок службы деталей и изделий из аустенитной стали после криогенной обработки.
Таблица 1 | |||||
Количество аустенита и мартенсита в структуре аустенитной стали, изготовленной и обработанной по предлагаемому способу, и аустенитной стали, обработанной по прототипу. | |||||
№ | Способ обработки | % об. γ-фазы | % об. α-фазы | β(222) γ-фазы | β(220) α-фазы |
1 | По предлагаемому способу | 66.0±0.2 | 34.0±0.2 | 28,0 | 49,0 |
2 | 63.5±0.2 | 36.5±0.2 | 29,0 | 48,0 | |
3 | По прототипу | 67.5±0.2 | 32.5±0,2 | 33,0 | 52,0 |
Примечание: | |||||
γ-фаза - аустенит, α-фаза - мартенсит. |
Таблица 2 | |||||||
Механические и магнитные свойства аустенитной стали, изготовленной и обработанной по предлагаемому способу, и аустенитной стали, обработанной по прототипу. | |||||||
№ | Способ обработки | Механические свойства | Магнитные свойства | ||||
σв, МПа | σ0,2, МПа | δ, % | HRC | HC, кА/м | Bmax, Тл | ||
1 | По предлагаемому способу | 2200 | 1900 | 9 | 69 | 8,9 | 0,95 |
2 | 2210 | 1930 | 9 | 69 | 9,3 | 0,97 | |
3 | По прототипу | 2200 | 1800 | 9 | 69 | 5,2 | 0,55 |
Примечание: | |||||||
σВ - предел прочности, σ0,2 - предел текучести, δ - относительное удлинение, HRC твердость по Роквеллу, НС - коэрцитивная сила, Bmax - намагниченность насыщения. |
Claims (1)
- Способ криогенной обработки аустенитной стали, содержащей компоненты в следующем соотношении, мас.%:
углерод 0,01-0,20 хром 12,0-16,0 никель 11,0-15,0 алюминий 0,2-2,7 молибден 1,5-2,5 марганец до 0,3 титан до 0,3 кремний до 0,3 медь до 0,2 сера до 0,03 фосфор до 0,03 железо и неизбежные примеси остальное
при выполнении условий: сумма никеля и молибдена равна 13,0-16,5, а отношение алюминия и никеля равно 0,018-0,18,
включающий закалку, пластическую деформацию при криогенных температурах в несколько стадий низкотемпературный отпуск стали после каждой стадии и высокотемпературный отпуск, при этом после высокотемпературного отпуска проводят ультразвуковую обработку в диапазоне рабочих частот f=26-27 кГц.
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
RU2011136887/02A RU2464324C1 (ru) | 2011-09-07 | 2011-09-07 | Способ криогенной обработки аустенитной стали |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
RU2011136887/02A RU2464324C1 (ru) | 2011-09-07 | 2011-09-07 | Способ криогенной обработки аустенитной стали |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
RU2464324C1 true RU2464324C1 (ru) | 2012-10-20 |
Family
ID=47145400
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
RU2011136887/02A RU2464324C1 (ru) | 2011-09-07 | 2011-09-07 | Способ криогенной обработки аустенитной стали |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
RU (1) | RU2464324C1 (ru) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2610096C1 (ru) * | 2015-07-27 | 2017-02-07 | Общество с ограниченной ответственностью "Аквамодуль" | Способ обработки аустенитных и аустенито-ферритных сталей |
Citations (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2194773C2 (ru) * | 2000-08-01 | 2002-12-20 | Институт физики металлов Уральского отделения РАН | Способ обработки стальных изделий |
RU2287592C1 (ru) * | 2005-07-28 | 2006-11-20 | Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Белгородский государственный университет" | Способ механико-термического упрочнения нержавеющих аустенитных сталей |
RU2365633C1 (ru) * | 2008-06-24 | 2009-08-27 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина" (ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина") | Способ криогенно-деформационной обработки стали |
US7699946B2 (en) * | 2005-09-07 | 2010-04-20 | Los Alamos National Security, Llc | Preparation of nanostructured materials having improved ductility |
RU2394922C1 (ru) * | 2009-10-23 | 2010-07-20 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина" (ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина") | Способ криогенно-деформационной обработки стали |
RU2422541C1 (ru) * | 2010-02-24 | 2011-06-27 | Российская Федерация, от имени которой выступает государственный заказчик - Министерство промышленности и торговли Российской Федерации (Минпромторг России) | Способ комбинированной криогенно-деформационной обработки стали |
US7967927B2 (en) * | 2001-02-09 | 2011-06-28 | QuesTek Innovations, LLC | Nanocarbide precipitation strengthened ultrahigh-strength, corrosion resistant, structural steels |
-
2011
- 2011-09-07 RU RU2011136887/02A patent/RU2464324C1/ru active IP Right Revival
Patent Citations (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2194773C2 (ru) * | 2000-08-01 | 2002-12-20 | Институт физики металлов Уральского отделения РАН | Способ обработки стальных изделий |
US7967927B2 (en) * | 2001-02-09 | 2011-06-28 | QuesTek Innovations, LLC | Nanocarbide precipitation strengthened ultrahigh-strength, corrosion resistant, structural steels |
RU2287592C1 (ru) * | 2005-07-28 | 2006-11-20 | Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Белгородский государственный университет" | Способ механико-термического упрочнения нержавеющих аустенитных сталей |
US7699946B2 (en) * | 2005-09-07 | 2010-04-20 | Los Alamos National Security, Llc | Preparation of nanostructured materials having improved ductility |
RU2365633C1 (ru) * | 2008-06-24 | 2009-08-27 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина" (ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина") | Способ криогенно-деформационной обработки стали |
RU2394922C1 (ru) * | 2009-10-23 | 2010-07-20 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина" (ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина") | Способ криогенно-деформационной обработки стали |
RU2422541C1 (ru) * | 2010-02-24 | 2011-06-27 | Российская Федерация, от имени которой выступает государственный заказчик - Министерство промышленности и торговли Российской Федерации (Минпромторг России) | Способ комбинированной криогенно-деформационной обработки стали |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2610096C1 (ru) * | 2015-07-27 | 2017-02-07 | Общество с ограниченной ответственностью "Аквамодуль" | Способ обработки аустенитных и аустенито-ферритных сталей |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
Rezaee et al. | Production of nano/ultrafine grained AISI 201L stainless steel through advanced thermo-mechanical treatment | |
EP2468911B1 (en) | Hot pressed member, steel sheet for hot pressed member, and method for producing hot pressed member | |
WO2011111872A1 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材と高強度ボルト、及び、その製造方法 | |
TWI776050B (zh) | 鋼絲、製作鋼絲的方法以及製作彈簧或醫用線材製品的方法 | |
US9777355B2 (en) | Process for producing precipitation strengthening martensitic steel | |
CN106636908B (zh) | 一种纳米贝氏体弹簧钢及其制备方法 | |
Hoseiny et al. | Comparison of the microstructures in continuous-cooled and quench-tempered pre-hardened mould steels | |
WO2007004707A1 (ja) | 強度、延性及び靭性に優れた機械構造用鋼およびその製造方法 | |
KR20190075378A (ko) | 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 선재, 강재 및 이들의 제조방법 | |
RU2394922C1 (ru) | Способ криогенно-деформационной обработки стали | |
RU2365633C1 (ru) | Способ криогенно-деформационной обработки стали | |
Gramlich et al. | Tempering and intercritical annealing of air‐hardening 4 wt% medium manganese steels | |
Abbasi et al. | Improvement of mechanical properties of Cr-Ni-Mo-Cu-Ti stainless steel with addition of vanadium | |
Pan et al. | Effects of silicon additions on the mechanical properties and microstructure of high speed steels | |
Tariq et al. | Effect of cyclic aging on mechanical properties and microstructure of maraging steel 250 | |
RU2422541C1 (ru) | Способ комбинированной криогенно-деформационной обработки стали | |
Astudillo A et al. | Comparative study of the mechanical and tribological properties of a Hadfield and a Fermanal steel | |
RU2464324C1 (ru) | Способ криогенной обработки аустенитной стали | |
El-Shennawy et al. | Heat treatment effect on micro–alloyed low carbon steel with different Boron content | |
Maity et al. | Ultrahigh strength steel: development of mechanical properties through controlled cooling | |
RU2451754C1 (ru) | Способ обработки высокопрочной аустенитной стали | |
Lee et al. | The influence of niobium and aging treatment in the 18% Ni maraging steel | |
JP6455128B2 (ja) | パーライトレール及びその製造方法 | |
JP6205960B2 (ja) | 軸受用鋼 | |
JP2023031269A (ja) | 超低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
PC41 | Official registration of the transfer of exclusive right |
Effective date: 20131025 |
|
PC41 | Official registration of the transfer of exclusive right |
Effective date: 20160804 |
|
MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20180908 |
|
NF4A | Reinstatement of patent |
Effective date: 20210615 |