RU2483120C1 - Method of hardening built-up high-speed steel - Google Patents
Method of hardening built-up high-speed steel Download PDFInfo
- Publication number
- RU2483120C1 RU2483120C1 RU2012121023/02A RU2012121023A RU2483120C1 RU 2483120 C1 RU2483120 C1 RU 2483120C1 RU 2012121023/02 A RU2012121023/02 A RU 2012121023/02A RU 2012121023 A RU2012121023 A RU 2012121023A RU 2483120 C1 RU2483120 C1 RU 2483120C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- deposited
- hardening
- speed steel
- tempering
- steel
- Prior art date
Links
Abstract
Description
Изобретение относится к машиностроительной промышленности, а именно к способам упрочнения наплавленных быстрорежущих сталей, применяемых для изготовления инструментов повышенной стойкости.The invention relates to the engineering industry, and in particular to methods of hardening deposited high-speed steels used for the manufacture of tools of high resistance.
Быстрорежущие стали широко применяются для изготовления инструмента различного назначения. Их доля в мировом объеме инструментальных материалов превышает 66%. Повышение эксплуатационных характеристик инструмента является актуальной проблемой мирового уровня.High-speed steels are widely used for the manufacture of tools for various purposes. Their share in the world volume of instrumental materials exceeds 66%. Improving the performance of the tool is an urgent global problem.
Перспективным направлением повышения эксплуатационных характеристик является измельчение зерна и упрочнение основной структурной составляющей стали - мартенсита за счет увеличения концентрации легирующих элементов в твердом растворе и выделения дисперсных карбидов при отпуске.A promising direction for increasing operational characteristics is grain refinement and hardening of the main structural component of steel - martensite due to an increase in the concentration of alloying elements in solid solution and the precipitation of dispersed carbides during tempering.
Известен способ упрочнения режущего инструмента наноструктурированием (RU №2443537, кл. В24В 39/00, В82В 3/00, C21D 7/04, 27.02.2012), в соответствии с которым измельчение зерна стали, повышение механических и эксплуатационных свойств достигается поверхностным пластическим деформированием в области комнатных температур при интенсивном деформационном воздействии импульсами ультразвуковой частоты, в результате которого на поверхности и приповерхностных слоях формируется нанодисперсная структура.A known method of hardening a cutting tool by nanostructuring (RU No. 2443537, class B24V 39/00, B82B 3/00, C21D 7/04, 02.27.2012), in accordance with which the grinding of steel grain, increasing the mechanical and operational properties is achieved by surface plastic deformation in the region of room temperatures under intense deformation by pulses of ultrasonic frequency, as a result of which a nanodispersed structure is formed on the surface and near-surface layers.
Недостатками способа являются отсутствие возможностей достижения максимального упрочнения наплавленного металла из-за выделения дисперсных карбидов и сохранения высоколегированного мартенсита в результате выполнения отпуска наплавленного металла.The disadvantages of the method are the lack of opportunities to achieve maximum hardening of the weld metal due to the precipitation of dispersed carbides and the preservation of high alloy martensite as a result of tempering the weld metal.
Известен способ термомеханической обработки металлопокрытий, нанесенных наплавкой (SU №387005, кл. C21D 8/00, 1973 г.), в соответствии с которым повышение прочности и износостойкости наплавленного металла достигают его двойным поверхностным пластическим деформированием в высокотемпературном (900-950°С) и низкотемпературном интервалах.A known method of thermomechanical processing of metal coatings deposited by surfacing (SU No. 387005, class C21D 8/00, 1973), in accordance with which the increase in strength and wear resistance of the deposited metal reach its double surface plastic deformation in high temperature (900-950 ° C) and low temperature intervals.
Недостатком этого способа является ограниченность его применения для наплавленных быстрорежущих сталей небольших объемов в связи с их быстрым охлаждением в высокотемпературном интервале (900-950°С), а также отсутствие в указанном способе проведения отпуска, что недопустимо в отношении сталей, закаливаемых при наплавке.The disadvantage of this method is its limited use for deposited high-speed steels of small volumes due to their rapid cooling in the high temperature range (900-950 ° C), as well as the absence of tempering in this method, which is unacceptable in relation to steels hardened during surfacing.
Прототипом изобретения является способ упрочнения металлопокрытия, нанесенного наплавкой (SU №855018, кл. C21D 8/00, 1981 г.), в соответствии с которым нанесенный наплавкой металл подвергают пластической деформации в процессе наплавки с последующим охлаждением и механической обработкой., с целью повышения износостойкости, усталостной прочности и снижения энергозатрат на механическую обработку, перед охлаждением осуществляют предварительную механическую обработку наплавленного металла в аустенитном состоянии резцом.The prototype of the invention is a method of hardening a metal coating deposited by surfacing (SU No. 8555018, class C21D 8/00, 1981), in accordance with which the deposited metal is subjected to plastic deformation during welding, followed by cooling and machining., In order to increase wear resistance, fatigue strength and reduce energy consumption for machining, before cooling, preliminary machining of the deposited metal in the austenitic state by a cutter is carried out.
Реализация способа при упрочнении наплавленного инструмента сопряжена с технологическими сложностями, связанными с ограниченными объемами наплавленного металла, высокими скоростями охлаждения наплавленного металла, геометрией наплавленного металла. Данный способ ограничен в отношении наплавляемых в небольших объемах быстрорежущих сталей, так как последние, закаляясь в результате наплавки, должны подвергаться отпуску, что является недопустимым после проведения механической обработки в указанном способе.The implementation of the method during hardening of the deposited tool is associated with technological difficulties associated with limited volumes of deposited metal, high cooling rates of the deposited metal, geometry of the deposited metal. This method is limited in relation to weld in small volumes of high-speed steels, since the latter, hardening as a result of surfacing, must be tempered, which is unacceptable after mechanical processing in the specified method.
В основу настоящего изобретения поставлена задача совершенствования микроструктуры наплавленной быстрорежущей стали.The basis of the present invention is the task of improving the microstructure of the deposited high speed steel.
Техническим результатом изобретения является повышение твердости наплавленной быстрорежущей стали и эксплуатационной стойкости наплавленного инструмента и дополнительное упрочнение мартенсита высоко дисперсными карбидами.The technical result of the invention is to increase the hardness of the deposited high-speed steel and the service life of the deposited tool and additional hardening of martensite with highly dispersed carbides.
Поставленная задача и технический результат достигаются тем, что в способе упрочнения наплавленной быстрорежущей стали, включающем поверхностное пластическое деформирование наплавленного металла и отпуск, согласно изобретению поверхностное пластическое деформирование выполняют во время охлаждения наплавленного металла после наплавки в температурном интервале от (Мн+80)°С до 60°С, где Мн - температура начала мартенситного превращения наплавленной быстрорежущей стали, отпуск выполняют однократным при температуре нагрева 520-540°С, а выдержку осуществляют в течение 20-40 мин.The problem and the technical result are achieved in that in the method of hardening the deposited high speed steel, including surface plastic deformation of the deposited metal and tempering, according to the invention, surface plastic deformation is performed during cooling of the deposited metal after welding in a temperature range from (Mn + 80) ° C to 60 ° C, where Mn is the temperature of the onset of the martensitic transformation of the deposited high-speed steel, tempering is performed once at a heating temperature of 520-540 ° C, and rzhku carried out for 20-40 min.
Поверхностное пластическое деформирование наплавленного металла в указанном температурном интервале позволяет добиться измельчения зерна до наноуровня, полного превращения аустенита в мартенсит деформации и выполнить упрочнение на глубину, достаточную для успешной работы наплавленного инструмента в принятом диапазоне параметров режимов резания.Surface plastic deformation of the deposited metal in the specified temperature range allows to achieve grain refinement to the nanoscale, complete conversion of austenite to deformation martensite, and hardening to a depth sufficient for successful operation of the deposited tool in the accepted range of cutting conditions.
При повышении температуры начала деформирования выше (Мн+80)°С увеличивается время выполнения поверхностного пластического деформирования при незначительном повышении твердости. Деформирование при температуре ниже 60°С технологически трудно выполнимо из-за сложностей, связанных с дополнительным охлаждением наплавленных заготовок инструмента.With increasing temperature of the onset of deformation above (Mn + 80) ° C, the execution time of surface plastic deformation increases with a slight increase in hardness. Deformation at a temperature below 60 ° C is technologically difficult to accomplish because of the difficulties associated with the additional cooling of the deposited tool blanks.
Структура наплавленной быстрорежущей стали после поверхностного пластического деформирования состоит из измельченных зерен мартенсита и карбидов. В этом случае режимы отпуска выбирают из условий образования высокодисперсных карбидов при минимальном снижении углерода в твердом растворе и достижения максимально возможного упрочнения мартенсита.The structure of the deposited high-speed steel after surface plastic deformation consists of crushed martensite and carbide grains. In this case, the tempering regimes are selected from the conditions for the formation of finely dispersed carbides with a minimum decrease in carbon in solid solution and the achievement of the maximum possible hardening of martensite.
Дополнительное упрочнение мартенсита при температуре 520-540°С и времени выдержки 20-40 мин связано с выделением дисперсных карбидов, блокирующих перемещение дислокаций и повышающих прочность и твердость наплавленного металла.Additional hardening of martensite at a temperature of 520-540 ° C and a holding time of 20-40 minutes is associated with the precipitation of dispersed carbides that block the movement of dislocations and increase the strength and hardness of the deposited metal.
Повышение температуры нагрева и времени выдержки приводит не только к выделению дисперсных карбидов, но и к их коагуляции (укрупнению), что снижает эффективность упрочнения в том числе за счет дополнительного снижения концентрации углерода и легирующих элементов в мартенсите.An increase in the heating temperature and holding time leads not only to the precipitation of dispersed carbides, but also to their coagulation (coarsening), which reduces the hardening efficiency, including due to an additional decrease in the concentration of carbon and alloying elements in martensite.
Понижение температуры нагрева и времени выдержки не приведет к началу процесса дисперсионного твердения.Lowering the heating temperature and holding time will not lead to the beginning of the process of dispersion hardening.
Способ упрочнения наплавленной быстрорежущей стали поясняется примерами его применения при изготовлении экспериментальной партии наплавленных и упрочненных токарных отрезных и резьбовых резцов.The method of hardening deposited high speed steel is illustrated by examples of its application in the manufacture of an experimental batch of deposited and hardened turning cutting and threaded cutters.
Пример 1. Для изготовления токарных пластинчатых отрезных резцов заготовки размером 5×25×140 мм из низколегированной среднеуглеродистой стали 35ХГСА, ГОСТ 4543-71, ГОСТ 103-76, подвергали закалке от 880°С и низкотемпературному отпуску при 180°С. Наплавку выполняли порошковой проволокой диаметром 1,2 мм марки ROBODUR K (по химическому составу близкую к быстрорежущей стали Р2М8), полуавтоматом ПДГ-515 с выпрямителем ВДУ-508 на токе 180 А и напряжении дуги 18 В. Температуру охлаждения наплавленной быстрорережущей стали контролировали пирометром инфракрасным Т1315. Поверхностное пластическое деформирование выполняли в процессе охлаждения наплавленного металла после наплавки перфоратором GBH 5-40 Professional в температурном интервале от (Мн+80)°С до 60°С, который для быстрорежущей стали Р2М8 с температурой начала мартенситного превращения Мн=220°С составляет от 300°С до 60°С.Example 1. For the manufacture of turning plate cutting cutters, billets of 5 × 25 × 140 mm in size from low-alloyed medium-carbon steel 35KhGSA, GOST 4543-71, GOST 103-76, were quenched from 880 ° C and low-temperature tempering at 180 ° C. Surfacing was performed using flux-cored wire with a diameter of 1.2 mm of ROBODUR K grade (chemical composition similar to P2M8 high-speed steel), PDG-515 semiautomatic device with VDU-508 rectifier at a current of 180 A and an arc voltage of 18 V. The cooling temperature of the deposited high-speed steel was controlled by an infrared pyrometer T1315 Surface plastic deformation was performed during cooling of the deposited metal after surfacing with a GBH 5-40 Professional puncher in the temperature range from (Mn + 80) ° C to 60 ° C, which for P2M8 high-speed steel with a temperature of the onset of martensitic transformation Mn = 220 ° C is 300 ° C to 60 ° C.
Из наплавленных заготовок приготавливали шлифы для замера микротвердости и глубины упрочнения. Максимальная глубина упрочнения составляла 500 мкм. Максимальная твердость HV 920. Отпуск выполняли в лабораторной печи с нагревом наплавленных заготовок до 530°С и выдержкой 30 мин. Твердость после отпуска составляла HV 1100.Sections were prepared from deposited billets for measuring microhardness and hardening depth. The maximum hardening depth was 500 μm. The maximum hardness is HV 920. Tempering was carried out in a laboratory furnace with heating the deposited workpieces to 530 ° C and holding for 30 minutes. The hardness after tempering was HV 1100.
Эксплуатационную стойкость наплавленных резцов без упрочнения и с упрочнением по передней неперетачиваемой рабочей поверхности определяли по стандартной методике при отрезке дисков из стали 45 диаметром 30 мм. Определяли время работы резцов до достижения предельного износа по задней рабочей поверхности. Испытания показали, что время работы до достижения предельного износа у упрочненных наплавленных резцов в 1,3 раза выше, чем у наплавленных неупрочненных (см. табл.1).The service life of the deposited cutters without hardening and with hardening along the front non-turning work surface was determined according to the standard method for cutting discs made of steel 45 with a diameter of 30 mm. The working time of the cutters was determined until the maximum wear on the rear working surface was achieved. Tests have shown that the operating time before reaching the maximum wear of hardened deposited cutters is 1.3 times higher than that of deposited non-hardened incisors (see Table 1).
Пример 2. Для изготовления резьбового резца для нарезания трапецеидальной резьбы заготовки размером 8×216×140 из низколегированной среднеуглеродистой стали 30ХГС, ГОСТ 103-76, подвергали закалке от 880°С и низкотемпературному отпуску при 200°С. Наплавку режущей части проводили дугой прямого действия, током обратной полярности в среде аргона порошковой проволокой ПП-80 В9М4К6ФЮ диаметром 2 мм, изготовленной самостоятельно. Параметры режима наплавки: I=180 A; U=21 В; Vн=10,2 м/час. Температуру охлаждения наплавленной быстрорережущей стали контролировали пирометром инфракрасным Т1315. Поверхностное пластическое деформирование передней поверхности режущей части резца выполняли в процессе охлаждения наплавленного металла после наплавки на пневматическом молоте МБ 412 в температурном интервале от (Мн+80)°С до 60°С, который для быстрорежущей стали Р9М4К6ФЮ с температурой начала мартенситного превращения Мн=180°С составляет от 260°С до 60°С.Example 2. For the manufacture of a threaded cutter for cutting a trapezoidal thread of a workpiece of size 8 × 216 × 140 from low-alloy medium carbon steel 30KhGS, GOST 103-76, it was quenched from 880 ° C and low-temperature tempering at 200 ° C. Surfacing of the cutting part was carried out by a direct-acting arc, with a reverse polarity current in an argon medium, with flux-cored wire PP-80 V9M4K6FYU with a diameter of 2 mm, made independently. Surfacing mode parameters: I = 180 A; U = 21 V; V n = 10.2 m / h. The cooling temperature of the deposited high-speed steel was controlled by an infrared T1315 pyrometer. Surface plastic deformation of the front surface of the cutting part of the cutter was performed during cooling of the deposited metal after deposition on a pneumatic hammer MB 412 in the temperature range from (Mn + 80) ° C to 60 ° C, which for high-speed steel R9M4K6FY with the temperature of the onset of martensitic transformation Mn = 180 ° C is from 260 ° C to 60 ° C.
После шлифования поверхностей резца, кроме упрочняемой передней, выполняли однократный отпуск, который выполняли в лабораторной печи с нагревом наплавленных заготовок до 540°С и выдержкой 40 мин.After grinding the surfaces of the cutter, in addition to the hardened front, a single tempering was performed, which was performed in a laboratory furnace with heating the deposited workpieces to 540 ° C and holding for 40 minutes.
Твердость наплавленной упрочненной быстрорежущей стали после отпуска составила HV 1200-1240. Упрочнение составило 0, 21 мм.The hardness of the deposited hardened high-speed steel after tempering was HV 1200-1240. The hardening was 0.21 mm.
Испытания по определению стойкости резьбовых резцов с наплавленной режущей частью были проведены в соответствии с ГОСТ 10047-62. Испытания резцов проводились при нарезании трапецеидальной резьбы на валу (сталь 45, ГОСТ 1050-88) диаметром ⌀ 44 мм, твердость НВ 160-165. Режим испытания резцов устанавливался согласно принятым ТУ предприятия: подача S=8 мм/об; скорость резания V=13,8 м/мин. За критерий затупления резцов брали величину износа по задней поверхности h3=0,6 мм. Износ резца после 30 мин работы составил: h3=0,3 мм. Предельная стойкость резцов на вышеперечисленном режиме составила 39 мин, что на 30% выше стойкости неупрочненных резцов.Tests to determine the resistance of threaded cutters with a deposited cutting part were carried out in accordance with GOST 10047-62. Tests of the cutters were carried out when cutting trapezoidal threads on a shaft (steel 45, GOST 1050-88) with a diameter of ⌀ 44 mm, hardness HB 160-165. The test mode of the cutters was set according to the accepted technical specifications of the enterprise: feed S = 8 mm / rev; cutting speed V = 13.8 m / min. For the criterion for blunting the incisors, the amount of wear along the back surface was taken h 3 = 0.6 mm. The wear of the cutter after 30 minutes of operation was: h 3 = 0.3 mm The ultimate resistance of incisors in the above mode was 39 min, which is 30% higher than the resistance of unreinforced incisors.
На основании выполненной работы можно сделать вывод, что поставленная задача, а именно совершенствование микроструктуры наплавленной быстрорежущей стали, в соответствии с рассматриваемым изобретением за счет поверхностного пластического деформирования при наплавке на стадии охлаждения в температурном интервале сверхпластичности при мартенситном превращении аустенита и отпуска при более низкой температуре и меньшем времени выдержки решена.Based on the work performed, it can be concluded that the task, namely, improving the microstructure of the deposited high-speed steel, in accordance with the invention under consideration due to surface plastic deformation during surfacing at the cooling stage in the temperature range of superplasticity with martensitic transformation of austenite and tempering at a lower temperature and shorter holding times resolved.
Предложенное изобретение находится на стадии опытно-промышленных исследований и испытаний.The proposed invention is at the stage of pilot research and testing.
Claims (1)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2012121023/02A RU2483120C1 (en) | 2012-05-22 | 2012-05-22 | Method of hardening built-up high-speed steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2012121023/02A RU2483120C1 (en) | 2012-05-22 | 2012-05-22 | Method of hardening built-up high-speed steel |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2483120C1 true RU2483120C1 (en) | 2013-05-27 |
Family
ID=48791905
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2012121023/02A RU2483120C1 (en) | 2012-05-22 | 2012-05-22 | Method of hardening built-up high-speed steel |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2483120C1 (en) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2539499C1 (en) * | 2013-06-03 | 2015-01-20 | Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Тверской государственный технический университет" | Production of built-up cutting tool |
| RU2755081C1 (en) * | 2020-09-02 | 2021-09-13 | Российская Федерация, от имени которой выступает ФОНД ПЕРСПЕКТИВНЫХ ИССЛЕДОВАНИЙ | Apparatus for surfacing with hardening by strain wave |
| RU2759278C1 (en) * | 2020-09-10 | 2021-11-11 | Российская Федерация, от имени которой выступает ФОНД ПЕРСПЕКТИВНЫХ ИССЛЕДОВАНИЙ | Method for surfacing with hardening by strain wave |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU346355A1 (en) * | У. С. Вагапов , Г. С. Трофимов Башкирский сельскохоз йственный институт | METHOD OF STRENGTHENING OF METAL COATINGS | ||
| SU969757A1 (en) * | 1981-01-15 | 1982-10-30 | Предприятие П/Я В-2330 | Method for strengthening steel parts |
| EP2090383A1 (en) * | 2008-02-15 | 2009-08-19 | Dayton Progress Corporation | Methods of thermo-mechanically processing tool steel and tools made from thermo-mechanically processed tools steels |
| US20090229417A1 (en) * | 2007-03-23 | 2009-09-17 | Dayton Progress Corporation | Methods of thermo-mechanically processing tool steel and tools made from thermo-mechanically processed tool steels |
| RU2367555C1 (en) * | 2008-02-18 | 2009-09-20 | Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Тверской государственный технический университет" | Method to recover cut-off blade |
-
2012
- 2012-05-22 RU RU2012121023/02A patent/RU2483120C1/en not_active IP Right Cessation
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU346355A1 (en) * | У. С. Вагапов , Г. С. Трофимов Башкирский сельскохоз йственный институт | METHOD OF STRENGTHENING OF METAL COATINGS | ||
| SU969757A1 (en) * | 1981-01-15 | 1982-10-30 | Предприятие П/Я В-2330 | Method for strengthening steel parts |
| US20090229417A1 (en) * | 2007-03-23 | 2009-09-17 | Dayton Progress Corporation | Methods of thermo-mechanically processing tool steel and tools made from thermo-mechanically processed tool steels |
| EP2090383A1 (en) * | 2008-02-15 | 2009-08-19 | Dayton Progress Corporation | Methods of thermo-mechanically processing tool steel and tools made from thermo-mechanically processed tools steels |
| RU2367555C1 (en) * | 2008-02-18 | 2009-09-20 | Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Тверской государственный технический университет" | Method to recover cut-off blade |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2539499C1 (en) * | 2013-06-03 | 2015-01-20 | Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Тверской государственный технический университет" | Production of built-up cutting tool |
| RU2755081C1 (en) * | 2020-09-02 | 2021-09-13 | Российская Федерация, от имени которой выступает ФОНД ПЕРСПЕКТИВНЫХ ИССЛЕДОВАНИЙ | Apparatus for surfacing with hardening by strain wave |
| RU2759278C1 (en) * | 2020-09-10 | 2021-11-11 | Российская Федерация, от имени которой выступает ФОНД ПЕРСПЕКТИВНЫХ ИССЛЕДОВАНИЙ | Method for surfacing with hardening by strain wave |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Leunda et al. | Laser cladding of vanadium-carbide tool steels for die repair | |
| Garrido et al. | Tribological behavior of laser-textured NiCrBSi coatings | |
| RU2483120C1 (en) | Method of hardening built-up high-speed steel | |
| CN105525230A (en) | Method for manufacturing cutting tools from high-speed W18Cr4Nb material | |
| Adebiyi et al. | Microstructural evolution at the overlap zones of 12Cr martensitic stainless steel laser alloyed with TiC | |
| RU2627837C1 (en) | Method for manufacturing weld bimetallic cutting tool | |
| Krivonosova et al. | Structure formation of high-temperature alloy by plasma, laser and TIG surfacing | |
| Mahmoudi et al. | Controlled laser transformation hardening of martensitic stainless steel by pulsed Nd: YAG laser | |
| Afanasieva et al. | Surface micromorphology and abrasive wear resistance of tool steel after gas-laser cutting | |
| Gan et al. | Study of laser nitriding on the GCR15 steel surface | |
| Arias et al. | Microstructure and mechanical behavior of laser surface melted AISI M2 high‐speed steel | |
| Chiteka | Friction stir welding of steels: A review paper | |
| Arulmoni et al. | Friction Stir Processing of Aluminium alloys for Defense Applications | |
| Burlachenko et al. | Increase of Durability Transmission Mechanism Based on the Laser Processing Improvement | |
| Gajvoronsky et al. | BRITTLE FRACTURE RESISTANCE OF HAZ METAL IN ARC-WELDED JOINTS OF HIGH-STRENGTH STEELS WITH CARBON CONTENT OF 0.55–0.65% | |
| Zizi | The effect of ND-YAG laser surface treatment on mechanical properties of carburizing steel AISI 1006 | |
| Kovalenko et al. | Increase in the durability of the tool, utilized in aviation machine building and with the reconditioning of the air vessels | |
| Zulhishamuddin et al. | Optimization of pulsed Nd: YAG laser melting of gray cast iron at different spot sizes for enhanced surface properties | |
| Ünsal et al. | Investigation of martensite-transformation and forming properties of additively reinforced 22MnB5 sheet metals | |
| Iwaszko | Laser surface remelting of powder metallurgy high-speed steel | |
| Kuril et al. | Transmission electron microscopy studies of plasma arc-welded DP600 dual-phase steel in keyhole mode | |
| Topolyansky et al. | Plasma modification of structure of replacement operating parts of farm vehicles | |
| Marinin et al. | Increasing the intensity of cementation process of tool low-alloy steels by surface laser treatment | |
| Panfilova et al. | Unique properties of new steels microalloyed with vanadium and nitrogen | |
| Gimadiev et al. | COMPARISON OF LASER AND VOLUME HARDENING WITHIN EXISTING METHODS OF THE PROCESS |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20160523 |