RU2528296C2 - Method of metals and alloys treatment (versions) and device to this end - Google Patents
Method of metals and alloys treatment (versions) and device to this end Download PDFInfo
- Publication number
- RU2528296C2 RU2528296C2 RU2012139657/02A RU2012139657A RU2528296C2 RU 2528296 C2 RU2528296 C2 RU 2528296C2 RU 2012139657/02 A RU2012139657/02 A RU 2012139657/02A RU 2012139657 A RU2012139657 A RU 2012139657A RU 2528296 C2 RU2528296 C2 RU 2528296C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- heating
- workpiece
- loading
- carried out
- torsion
- Prior art date
Links
Images
Landscapes
- Forging (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к области обработки материалов для повышения их физико-механических свойств и может быть использовано при изготовлении шарикоподшипников, валов, подвесов приборов, то есть в тех случаях, когда предъявляются высокие требования к работоспособности изделий, снижению силы трения и износа.The invention relates to the field of processing materials to increase their physical and mechanical properties and can be used in the manufacture of ball bearings, shafts, instrument suspensions, that is, in those cases where high demands are placed on the performance of the products, reducing friction and wear.
Существующие технологии получения и обработки сплавов - литье, обработка давлением, сварка, термическая обработка, которые не позволяют получить однородную и мелкозернистую микроструктуру, что связано с особенностями кристаллизации при литье - условия кристаллизации и зарождения зерен на стенках изложниц и центре заготовок резко отличаются. В результате образуются зоны зерен с различной кристаллографической ориентацией, размерами зерен и хаотическим выделением вторичных фаз. Обработка давлением, как правило, улучшает микроструктуру и позволяет существенно облагородить литую микроструктуру, но при этом сама вносит неоднородность, поскольку степень деформации в разных зонах заготовки различна и это в свою очередь создает микроструктурную и кристаллографическую неоднородность. Последующая термическая обработка не только не устраняет неоднородности микроструктуры, но может даже ее усилить за счет роста зерен в одних зонах заготовки (критическая степень деформации) и измельчения зерен в других областях заготовки.Existing technologies for producing and processing alloys - casting, pressure treatment, welding, heat treatment, which do not allow to obtain a homogeneous and fine-grained microstructure, which is associated with the crystallization features during casting - the conditions of crystallization and nucleation of grains on the walls of the molds and the center of the workpieces are very different. As a result, grain zones are formed with different crystallographic orientations, grain sizes, and random precipitation of secondary phases. Pressure treatment, as a rule, improves the microstructure and allows you to significantly refine the cast microstructure, but at the same time introduces heterogeneity, since the degree of deformation in different zones of the workpiece is different and this in turn creates microstructural and crystallographic heterogeneity. Subsequent heat treatment not only does not eliminate the heterogeneity of the microstructure, but can even strengthen it due to grain growth in some areas of the workpiece (critical degree of deformation) and grain refinement in other areas of the workpiece.
Неоднородность структуры приводит к повышенному износу деталей, увеличению коэффициента трения и преждевременному разрушению. Особое значение это имеет применительно к изготовлению деталей ответственного назначения, работающих при больших и локальных нагрузках, в трущихся деталях (подшипники, валы), где неоднородность микроструктуры приводит к локальному выкрашиванию структурных составляющих сплавов и преждевременному разрушению.The heterogeneity of the structure leads to increased wear of parts, an increase in the coefficient of friction and premature failure. This is of particular importance in relation to the manufacture of critical parts operating under large and local loads in friction parts (bearings, shafts), where the heterogeneity of the microstructure leads to local spalling of the structural components of the alloys and premature failure.
В ответственных приборах имеются силовые элементы толщиной 20-30 мкм и для обеспечения заданного уровня свойств в таких деталях в сечении должно быть не менее 16-20 зерен, то есть необходимо получить не только однородное распределение зерен, но и их размеры не должны превышать одного мкм.Responsible devices have power elements with a thickness of 20-30 microns and to ensure a given level of properties in such parts, the cross section must have at least 16-20 grains, that is, it is necessary to obtain not only a uniform distribution of grains, but also their size should not exceed one micron .
Известны технологии изготовления деталей из стали и сплавов путем использования промышленных заготовок и заключительной термической обработки, например закалки и отпуска либо старения. Указанные известные способы не всегда обеспечивают необходимый комплекс физико-механических свойств изделий, поскольку приводят в той или иной степени к неоднородности в распределении микроструктуры сплавов, что существенно влияет на конечные свойства изделий.Known technologies for the manufacture of parts from steel and alloys by using industrial blanks and final heat treatment, such as hardening and tempering or aging. These known methods do not always provide the necessary complex of physicomechanical properties of products, since they lead to varying degrees of heterogeneity in the distribution of the microstructure of alloys, which significantly affects the final properties of the products.
Технические решения, раскрытые в SU 1234058, RU 2350435, SU 1225694, SU 1098665, в той или иной мере были призваны повысить свойства металлов, однако, не обеспечивают создание однородной мелкозернистой микроструктуры.The technical solutions disclosed in SU 1234058, RU 2350435, SU 1225694, SU 1098665, to one degree or another, were designed to improve the properties of metals, however, they do not ensure the creation of a homogeneous fine-grained microstructure.
Наиболее близким источником является документ RU 93044666 А, опубл. 27.12.1996, в котором изменение свойств металлов и сплавов происходит с помощью магнитных и электоромагнитных силовых полей. Однако данный способ также не обеспечивает создание однородной мелкозернистой микроструктуры и не повышает физико-механические свойства металлов и сплавов до необходимых значений.The closest source is document RU 93044666 A, publ. 12/27/1996, in which the change in the properties of metals and alloys occurs with the help of magnetic and electromagnetic fields of force. However, this method also does not ensure the creation of a homogeneous fine-grained microstructure and does not increase the physical and mechanical properties of metals and alloys to the required values.
Кроме того, все известные способы повышения свойств металлов и сплавов являются сложными и дорогими, требуют большого количества времени и часто происходят в несколько стадий с использованием различного объемного оборудования.In addition, all known methods for improving the properties of metals and alloys are complex and expensive, require a lot of time and often occur in several stages using various volumetric equipment.
Изобретение направлено на кардинальное улучшение свойств металлов и сплавов путем создания в них однородной мелкозернистой микроструктуры и равномерного распределения вторичных фаз за счет интенсивной пластической деформации в условиях сложного (многокомпонентного) нагружения и в области температур (0,4-0,7)Тпл., где Тпл - абсолютная температура плавления материала. The invention is aimed at dramatically improving the properties of metals and alloys by creating a uniform fine-grained microstructure in them and uniform distribution of secondary phases due to intense plastic deformation under complex (multicomponent) loading and in the temperature range (0.4-0.7) Tm, where MP is the absolute melting temperature of the material.
Технический результат, обеспечиваемый заявленным изобретением, состоит в улучшении свойств стали и сплавов за счет однородности микроструктуры во всех сечениях изделий и гарантирует износостойкость и повышенную работоспособность материалов, из которых состоят различные детали и изделия, в период их эксплуатации.The technical result provided by the claimed invention consists in improving the properties of steel and alloys due to the uniformity of the microstructure in all sections of the products and guarantees wear resistance and increased performance of the materials that make up the various parts and products during their operation.
Для достижения указанного технического результата первый вариант способа обработки металлов и сплавов включает нагрев заготовки и ее нагружение с обеспечением интенсивной пластической деформации путем сочетания кручения и растяжения или кручения и сжатия при температурно-скоростных режимах, обеспечивающих развитие динамической рекристаллизации, измельчение вторичных фаз и создание мелкозернистой структуры, при этом нагрев заготовки осуществляют локально с перемещением зоны нагрева вдоль оси заготовки, а нагружение производят после нагрева каждой зоны. To achieve the specified technical result, the first variant of the method for processing metals and alloys includes heating the workpiece and loading it with intensive plastic deformation by combining torsion and tension or torsion and compression under temperature and speed conditions, which ensure the development of dynamic recrystallization, grinding of the secondary phases and the creation of a fine-grained structure while the heating of the workpiece is carried out locally with the movement of the heating zone along the axis of the workpiece, and loading is carried out by les each heating zone.
Второй вариант способа обработки металлов и сплавов включает нагрев заготовки и ее нагружение с обеспечением интенсивной пластической деформации при температурно-скоростных режимах, обеспечивающих развитие динамической рекристаллизации, измельчение вторичных фаз и создание мелкозернистой структуры, при этом нагружение осуществляют путем ковки заготовки по проходам с изменением оси деформации путем поворота на угол 5-90о, степень деформации составляет не менее 20% за один проход.The second variant of the method of processing metals and alloys involves heating the preform and loading it with intensive plastic deformation under temperature and speed conditions, providing dynamic recrystallization, grinding of the secondary phases and creating a fine-grained structure, while loading is carried out by forging the preform through passages with a change in the deformation axis by turning through an angle of 5-90 about , the degree of deformation is at least 20% in one pass.
Нагрев осуществляют до температуры, составляющей (0,4-0,7)Tпл, где Tпл - абсолютная температура плавления сплава, а нагружение осуществляют с обеспечением скорости деформации, составляющей 10-3 - 10-1 с-1.Heating is carried out to a temperature of (0.4-0.7) Tm, where Tm is the absolute melting point of the alloy, and loading is carried out with a strain rate of 10 -3 - 10 -1 s -1 .
Устройство для обработки металлов и сплавов на токарном станке в соответствии с первым вариантом способа cодержит патрон для закрепления заготовки в шпинделе токарного станка, патрон-захват для закрепления заготовки без вращения в задней бабке станка, гидроусилитель для упомянутой задней бабки и сменный кольцевой индуктор для локального нагрева заготовки, закрепленный на подвижном суппорте станка с возможностью перемещения вдоль оси заготовки для обеспечения перемещения зоны ее нагрева, при этом упомянутые патрон, патрон-захват и гидроусилитель выполнены с возможностью обеспечения при включении шпинделя станка и перемещении его задней бабки нагружения заготовки после нагрева ее зоны с обеспечением интенсивной пластической деформации путем сочетания кручения и растяжения или кручения и сжатия заготовки при температурно-скоростных режимах, обеспечивающих развитие динамической рекристаллизации, измельчение вторичных фаз и создание мелкозернистой структуры. A device for processing metals and alloys on a lathe in accordance with the first variant of the method contains a cartridge for securing the workpiece in the spindle of the lathe, a chuck for securing the workpiece without rotation in the tailstock of the machine, a hydraulic booster for said tailstock and a replaceable ring inductor for local heating the workpiece mounted on a movable support of the machine with the ability to move along the axis of the workpiece to ensure movement of the zone of its heating, while the aforementioned cartridge, cartridge capture and gy the intensifier is configured to provide, upon turning on the machine spindle and moving its tailstock, loading the workpiece after heating its zone with intensive plastic deformation by combining torsion and tension or torsion and compression of the workpiece under temperature and speed conditions, providing dynamic recrystallization, grinding of the secondary phases and creating a fine-grained structure.
На фиг.1 показан чертеж усройства.1 shows a drawing of a device.
Позиции на чертеже:Items in the drawing:
1 - установка (станок токарно-винторезный),1 - installation (screw-cutting lathe),
2 - патрон шпинделя,2 - spindle chuck,
3 - заготовка,3 - blank
4 - кольцевой индуктор, закрепленный на подвижном суппорте,4 - ring inductor mounted on a movable caliper,
5 - подвижной суппорт,5 - movable caliper,
6 - патрон-захват, не вращающийся, закрепленный на подвижной задней бабке станка,6 - cartridge-capture, not rotating, mounted on a movable tailstock of the machine,
7 - подвижная задняя бабка с силовым гидроприводом,7 - movable tailstock with hydraulic power,
8 - блок индуктора и системы охлаждения,8 - block inductor and cooling system,
9 - гидроцилиндр силового гидропривода задней бабки. 9 - hydraulic cylinder of the power hydraulic tailstock.
Установка работает следующим способом.Installation works as follows.
Заготовку 3 зажимают в патроне шпинделя 2 и патроне-захвате 6, индуктор 4 устанавливается в крайнее левое положение. Включается индуктор, после необходимой выдержки (для обеспечения необходимый глубины прогрева) одновременно включается привод шпинделя и силовой гидропривод задней бабки. Работа приводов возможна в 2 режимах: кручение с растяжением (задняя бабка 7 движется вправо), либо кручение с осадкой (задняя бабка 7 движется влево).The workpiece 3 is clamped in the chuck of the
После проработки первой зоны оба привода отключаются, индуктор перемещается правее, действия повторяются, и так до полной проработки заготовки по длине.After working through the first zone, both drives are turned off, the inductor moves to the right, the steps are repeated, and so on until the workpiece is completely worked out along the length.
В качестве примеров рассмотрим изготовление подшипников из стали ШХ15 и стали 110Х18М, широко используемых в промышленности. Стандартная обработка состоит в использовании прутков стали для изготовления как шариков, так и опор из этих материалов. Заключительная термическая обработка состоит из закалки и отпуска стали. As examples, consider the manufacture of bearings made of steel ShKh15 and steel 110Kh18M, widely used in industry. Standard processing involves the use of steel rods for the manufacture of both balls and supports from these materials. Final heat treatment consists of hardening and tempering of steel.
Пример 1 - обработка стали ШХ15.Example 1 - processing of steel ШХ15.
В состоянии поставки микроструктура стали состоит из зернистого перлита с неравномерным распределением карбидных частиц.In the delivery state, the microstructure of steel consists of granular perlite with an uneven distribution of carbide particles.
Из Фиг.2 следует, что карбидные частицы распределяются неравномерно как по величине, так и по размерам. Твердость прутка соответствует отожженному состоянию и составляет в среднем около 20 HRC, распределение микротвердости неоднородно, что связано с неоднородностью микроструктуры.From figure 2 it follows that the carbide particles are distributed unevenly both in size and in size. The hardness of the rod corresponds to the annealed state and averages about 20 HRC, the distribution of microhardness is heterogeneous, due to the heterogeneity of the microstructure.
Сталь после термообработки по стандартному режиму: нагрев до 850оС, аустенизация в течение одного часа, охлаждение в масле+отпуск при температуре 160оС с выдержкой в 2 часа и охлаждением на воздухе. После термообработки микроструктура стали представляет отпущенный мартенсит с неравномерным распределением карбидов, не растворившихся при закалке.Steel after heat treatment at standard mode: heating to 850 C., austenization for one hour, cooling oil + tempering at a temperature of 160 ° C where it was held 2 hours and cooled in air. After heat treatment, the microstructure of the steel is tempered martensite with an uneven distribution of carbides that did not dissolve during quenching.
После закалки твердость стали значительно увеличилась. Ее среднее значение составляет 63 HRC, но распределение твердости существенно неоднородно. After hardening, the hardness of steel increased significantly. Its average value is 63 HRC, but the distribution of hardness is substantially heterogeneous.
На Фиг.3 показано распределение твердости стали ШХ15 после закалки. Для устранения карбидной неоднородности производили всестороннюю ковку заготовок из стали ШХ15 в интервале температур 750-500оС со скоростью деформации в диапазоне 10-3-10-1 с-1 и степенью деформации более 20% за один переход. Обработка позволила резко снизить карбидную неоднородность, измельчить размер зерен до 2-3 мкм. Последующие закалка и отпуск по стандартной технологии позволили получить принципиально иное распределение твердости по сечению заготовки. Figure 3 shows the distribution of hardness of steel SHX15 after quenching. To eliminate carbide inhomogeneity, comprehensive workpieces of ШХ15 steel were forged in the temperature range 750-500 о С with a strain rate in the range of 10 -3 -10 -1 s -1 and a degree of deformation of more than 20% per transition. Processing allowed to sharply reduce carbide heterogeneity, to grind grain size to 2-3 microns. Subsequent hardening and tempering using standard technology made it possible to obtain a fundamentally different distribution of hardness over the billet cross section.
На Фиг.4 показано распределение твердости стали ШХ15 после всесторонней ковки при температуре в диапазоне 500-700оС и термообработки. Из Фиг.4 следует, что произошло не только увеличение твердости стали, но ее распределение сместилось в область высоких значений твердости. Так, если после стандартной термической обработки имеются области с пониженной твердостью 52-58 HRC, то после заявленной обработки минимальная твердость достигает 64 HRC.4 shows hardness distribution after comprehensive ShKh15 steel forging at a temperature in the range 500-700 ° C and heat treatment. From figure 4 it follows that there was not only an increase in the hardness of the steel, but its distribution shifted to the region of high values of hardness. So, if after standard heat treatment there are areas with reduced hardness of 52-58 HRC, then after the claimed treatment, the minimum hardness reaches 64 HRC.
Изменение прочностных свойств ШХ15 после предложенной обработки должно было сказаться на изменении износостойкости. Испытание на износ проводили на трибометре фирмы Nanovea, что позволило оценить износостойкость потерь на трение при поверхностном скольжении и изнашивании стали в процессе трения. Проводили исследования прутков стали ШХ15 в состоянии поставки после стандартной термической обработки и после заявленной обработки и последующей стандартной термической обработки.The change in the strength properties of ShKh15 after the proposed treatment was supposed to affect the change in wear resistance. The wear test was carried out on a Nanovea tribometer, which allowed us to assess the wear resistance of friction losses during surface sliding and wear of steel during friction. Investigations were carried out on steel bars ШХ15 in the delivery state after standard heat treatment and after the claimed treatment and subsequent standard heat treatment.
Полученные результаты представлены на Фиг.4.The results are presented in figure 4.
На Фиг.5 изображены диаграммы трибологических испытаний стали ШХ15:Figure 5 shows a diagram of the tribological tests of steel ШХ15:
а) исходное состояние;a) initial state;
б) стандартная термическая обработка;b) standard heat treatment;
в) опытная обработка+стандартная термообработка (координаты диаграммы «коэффициент трения - число оборотов индентора по материалу»).c) experimental processing + standard heat treatment (coordinates of the diagram “friction coefficient - indenter speed by material”).
Испытания на износ (Фиг.5) показали существенные различия между стандартной обработкой и заявленной. Для стали в исходном состоянии характерно низкое значение коэффициента трения µ=0,1, однако уже при числе оборотов N=100 значение µ увеличивается до µ=0,8 и наблюдается значительный износ стали - след от индентора достигает ширины до 600 мм. При больших увеличениях наблюдается высокая шероховатость поверхностей, имеет место выкрашивание карбидных частиц. Для стали ШХ 15 после стандартной термообработки коэффициент трения µ=0,07, но с увеличением числа оборотов резко возрастает до µ=0,55 и в дальнейшем растет с увеличением числа оборотов. Ширина следа от индентора примерно 250 мкм, с увеличением числа оборотов наблюдается значительный износ и поверхность трения характеризуется значительной шероховатостью.Tests for wear (Figure 5) showed significant differences between standard processing and declared. Steel in its initial state is characterized by a low value of the coefficient of friction µ = 0.1, however, even at a speed of N = 100, the value of µ increases to µ = 0.8 and significant wear of steel is observed - the trace from the indenter reaches a width of up to 600 mm. At large increases, high surface roughness is observed, carbide particles are chipping. For
Иная картина имеет место после заявленной обработки в сочетании с последующей стандартной термообработкой. Значение µ=0,14 и практически не изменяется с увеличением числа оборотов. Ширину износа не удается замерить в виду ее малых значений. Выкрашивания карбидных частиц не происходит.A different picture takes place after the claimed treatment in combination with the subsequent standard heat treatment. The value µ = 0.14 and practically does not change with increasing speed. The wear width cannot be measured in view of its small values. Chipping of carbide particles does not occur.
Приведенные данные позволяют сделать вывод, что высокопрочное состояние, получаемое за счет равномерного распределения карбидов и измельчения зерен, позволяет увеличить твердость стали, снизить коэффициент трения и значительно повысить износостойкость стали. Аналогичные результаты получены при обработке стали ШХ15 в условиях сложного нагружения: сочетанием кручения и растяжения, кручения и сжатия в диапазоне температур 500-700оС.The data presented allow us to conclude that the high-strength state obtained due to the uniform distribution of carbides and grain refinement can increase the hardness of steel, reduce the friction coefficient and significantly increase the wear resistance of steel. Similar results were obtained when processing steel ShKh15 under complex loading: combination torsion and tension, torsion and compression within the temperature range 500-700 o C.
Пример 2 - сталь 110Х18М.Example 2 - steel 110X18M.
В состоянии поставки микроструктура стали характеризуется наличием карбидов различного размера - от 1 до 12 мкм, распределенных крайне неравномерно. На продольном шлифе выявляется строчечное выделение карбидов, вытянутых вдоль направления прокатки. Соответственно, в исходном состоянии твердость стали неоднородна и изменяется от 28 до 47 HRC.In the delivery state, the microstructure of steel is characterized by the presence of carbides of various sizes - from 1 to 12 microns, distributed extremely unevenly. On the longitudinal section, line-by-line precipitation of carbides elongated along the rolling direction is revealed. Accordingly, in the initial state, the hardness of the steel is heterogeneous and varies from 28 to 47 HRC.
После термообработки по стандартному режиму микроструктура стали характеризуется наличием отпущенного мартенсита, однако неравномерное распределение карбидных частиц сохраняется, что приводит к изменению твердости в широких пределах.After heat treatment according to the standard regime, the microstructure of the steel is characterized by the presence of tempered martensite, however, the uneven distribution of carbide particles is preserved, which leads to a change in hardness over a wide range.
Распределение твердости имеет два максимума. Наибольшее значение величины твердости регистрируется при попадании индентора на крупные карбидные частицы.Hardness distribution has two maximums. The highest value of hardness is recorded when the indenter hits large carbide particles.
Для получения однородной мелкозернистой микроструктуры сталь подвергали сложному нагружению в области температур 500-700оС. При этом использовали два метода - всестороннюю ковку до 12 переходов, а также сочетание кручения и растяжения в том же диапазоне температур.To obtain a homogeneous fine-grained microstructure of the steel was subjected to complex loading in the temperature range of 500-700 C. In this case, two methods are used - full forging to 12 passages, and a combination of twisting and stretching in the same temperature range.
Обе обработки позволили существенно измельчить микроструктуру и размеры карбидной фазы до 0,5 мкм и получить относительно равномерное их распределение. Особенно существенное изменение свойств стали наблюдается после заключительной стандартной обработки (закалка+отпуск). В результате комбинированной обработки значение твердости находится в пределах 66-68 HRC, что на 3-5 HRC выше, чем в обычной закаленной стали. Причем максимум твердости смещается в область высоких значений HRC.Both treatments made it possible to substantially grind the microstructure and sizes of the carbide phase to 0.5 μm and obtain a relatively uniform distribution. A particularly significant change in the properties of steel is observed after the final standard processing (quenching + tempering). As a result of combined processing, the hardness value is in the range 66-68 HRC, which is 3-5 HRC higher than in ordinary hardened steel. Moreover, the maximum hardness shifts to the region of high HRC values.
При стандартной обработке в стали имеются зоны с твердостью ниже 62 HRC, вплоть до 55 HRC. После предварительной деформации заготовок в условиях сложного нагружения и последующей стандартной термообработки минимальное значение твердости соответствует 63 HRC. Таким образом, предложенная обработка позволила измельчить микроструктуру стали и получить равномерное распределение карбидной фазы, что позволило обеспечить высокую твердость стали и равномерное распределение твердости по сечению заготовки. Последнее весьма существенно для снижения износостойкости подшипников, валов и других изделий, изготовленных по новой технологии.In standard machining, steel has zones with hardness below 62 HRC, up to 55 HRC. After preliminary deformation of the workpieces under complex loading and subsequent standard heat treatment, the minimum hardness value corresponds to 63 HRC. Thus, the proposed treatment made it possible to grind the microstructure of steel and obtain a uniform distribution of the carbide phase, which made it possible to ensure high hardness of steel and a uniform distribution of hardness over the cross section of the workpiece. The latter is very important to reduce the wear resistance of bearings, shafts and other products made using the new technology.
Пример 3. Титановый сплав ВТ6.Example 3. Titanium alloy VT6.
В состоянии поставки сплав характеризуется значительной микроструктурной неоднородностью. В микроструктуре наблюдаются вытянутые вдоль оси прутка α-зерна, при этом сохраняется альфа-оторочка бывших β-зерен. В результате сплав имеет относительно невысокие свойства. Предел прочности σв=950 МПа.In the supply state, the alloy is characterized by significant microstructural heterogeneity. Α-grains elongated along the axis of the rod are observed in the microstructure, while the alpha rim of the former β-grains is retained. As a result, the alloy has relatively low properties. The tensile strength σ in = 950 MPa.
Для получения однородной микроструктуры в сплаве была проведена интенсивная пластическая деформация в условиях сложного нагружения - кручение + растяжение.To obtain a homogeneous microstructure in the alloy, an intensive plastic deformation was carried out under conditions of complex loading - torsion + tension.
Заготовки диаметром 20 мм деформировали в диапазоне температур 750-500оС на степень более 200%, далее они были редуцированы до диаметра 12 мм.
Нагрев и деформацию заготовок осуществляли локально с перемещением зоны нагрева и деформации вдоль оси заготовки.Heating and deformation of the workpieces was carried out locally with the movement of the heating and deformation zone along the axis of the workpiece.
Микроструктура сплава после интенсивной пластической деформации претерпела существенные изменения. Размер зерен уменьшился с 5 до 0,5 мкм. При этом формируется микродуплексная микроструктура с равномерным распределением зерен α- и β-фаз.The microstructure of the alloy after intense plastic deformation has undergone significant changes. The grain size decreased from 5 to 0.5 microns. In this case, a microduplex microstructure is formed with a uniform distribution of grains of α and β phases.
В результате прочность сплава повысилась до σв=1250 МПа, а усталостная прочность увеличилась в 1,5 раза.As a result, the alloy strength increased to σ in = 1250 MPa, and the fatigue strength increased by 1.5 times.
Claims (5)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2012139657/02A RU2528296C2 (en) | 2012-09-17 | 2012-09-17 | Method of metals and alloys treatment (versions) and device to this end |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2012139657/02A RU2528296C2 (en) | 2012-09-17 | 2012-09-17 | Method of metals and alloys treatment (versions) and device to this end |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2012139657A RU2012139657A (en) | 2014-03-27 |
| RU2528296C2 true RU2528296C2 (en) | 2014-09-10 |
Family
ID=50342606
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2012139657/02A RU2528296C2 (en) | 2012-09-17 | 2012-09-17 | Method of metals and alloys treatment (versions) and device to this end |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2528296C2 (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2679861C1 (en) * | 2018-04-10 | 2019-02-13 | федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Донской государственный технический университет", (ДГТУ) | Induction heating device during the part surface machining |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2126842C1 (en) * | 1997-02-28 | 1999-02-27 | Открытое акционерное общество "ПермНИПИнефть" | Method for strengthening elongated cylindrical products |
| RU2203975C2 (en) * | 2000-04-19 | 2003-05-10 | Институт проблем сверхпластичности металлов РАН | Method of treatment of blanks made from metals or alloys |
| RU2208063C2 (en) * | 2001-03-22 | 2003-07-10 | Институт проблем сверхпластичности металлов РАН | Method for obtaining semi-finished products from metals and alloys by pseudopowder metallurgy process |
| RU2322517C1 (en) * | 2006-06-15 | 2008-04-20 | Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Московский государственный институт стали и сплавов" (технологический университет) | Local strengthening method of axially symmetrical blanks by means of shift deformations |
| EP1995334A2 (en) * | 2003-03-10 | 2008-11-26 | Rinascimetalli Ltd. | Method for processing metal body and apparatus for processing metal body |
-
2012
- 2012-09-17 RU RU2012139657/02A patent/RU2528296C2/en not_active IP Right Cessation
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2126842C1 (en) * | 1997-02-28 | 1999-02-27 | Открытое акционерное общество "ПермНИПИнефть" | Method for strengthening elongated cylindrical products |
| RU2203975C2 (en) * | 2000-04-19 | 2003-05-10 | Институт проблем сверхпластичности металлов РАН | Method of treatment of blanks made from metals or alloys |
| RU2208063C2 (en) * | 2001-03-22 | 2003-07-10 | Институт проблем сверхпластичности металлов РАН | Method for obtaining semi-finished products from metals and alloys by pseudopowder metallurgy process |
| EP1995334A2 (en) * | 2003-03-10 | 2008-11-26 | Rinascimetalli Ltd. | Method for processing metal body and apparatus for processing metal body |
| RU2322517C1 (en) * | 2006-06-15 | 2008-04-20 | Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Московский государственный институт стали и сплавов" (технологический университет) | Local strengthening method of axially symmetrical blanks by means of shift deformations |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2679861C1 (en) * | 2018-04-10 | 2019-02-13 | федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Донской государственный технический университет", (ДГТУ) | Induction heating device during the part surface machining |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| RU2012139657A (en) | 2014-03-27 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Leskovšek et al. | Vacuum heat treatment, deep cryogenic treatment and simultaneous pulse plasma nitriding and tempering of P/M S390MC steel | |
| Abrão et al. | The influence of deep rolling on the surface integrity of AISI 1060 high carbon steel | |
| Liu et al. | Plain fatigue and fretting fatigue behaviors of 17-4PH steel subjected to ultrasonic surface rolling process: A comparative study | |
| Pachla et al. | Nanostructurization of 316L type austenitic stainless steels by hydrostatic extrusion | |
| Luan et al. | Experimental study on surface integrity of ultra-high-strength steel by ultrasonic hot rolling surface strengthening | |
| Eleiche et al. | The shot-peening effect on the HCF behavior of high-strength martensitic steels | |
| Nayzabekov et al. | Effect of the initial structural state of Cr–Mo high-temperature steel on mechanical properties after equal-channel angular pressing | |
| Zang et al. | Effects of substrate microstructure on biomimetic unit properties and wear resistance of H13 steel processed by laser remelting | |
| JP2007131907A (en) | Steel for induction hardening with excellent cold workability, and its manufacturing method | |
| WO2016099375A1 (en) | Bearing component and method of manufacture | |
| Kanchanomai et al. | Effect of residual stress on fatigue failure of carbonitrided low-carbon steel | |
| Duncheva et al. | Improvement in fatigue performance of 2024-T3 Al alloy via single toroidal roller burnishing | |
| RU2528296C2 (en) | Method of metals and alloys treatment (versions) and device to this end | |
| Vicen et al. | Influence of shot peening on the wear behaviour of medium carbon steel | |
| Hwang et al. | Effect of tensile properties on the abrasive wear of steel saw wires used for silicon ingot slicing | |
| Abdulstaar et al. | Fatigue behaviour of commercially pure aluminium processed by rotary swaging | |
| Rudskoi et al. | THERMOMECHANICAL PROCESSING OF STEELS AND ALLOYS PHYSICAL FOUNDATIONS, RESOURCE SAVING TECHNIQUE AND MODELLING. | |
| JP2007169684A (en) | Pre-treatment for improving axial thickening workability | |
| Sirin et al. | Influence of initial conditions on the mechanical behavior of ion nitrided AISI 4340 steel | |
| JP2007169684A5 (en) | ||
| Wei et al. | Effect of annealing cooling rate on microstructure and mechanical property of 100Cr6 steel ring manufactured by cold ring rolling process | |
| Duan et al. | Effect of heating-assisted ultrasonic surface rolling on the microstructure evolution and wear behavior of martensitic steel | |
| Zhang et al. | A study of fatigue property enhancement of 1045 steel processed by surface mechanical rolling treatment with an emphasis on residual stress influence | |
| RU2749815C1 (en) | Method for obtaining hardened workpieces of fasteners made of stainless austenitic steel | |
| Wahab et al. | Effect of heat treatment on the fracture toughness of AISI 4140 Steel |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20140918 |