ШЕРОХОВАТОСТЬ ПОВЕРХНОСТИ ПОСЛЕ ТОЧЕНИЯ АУСТЕНИТНОЙ СТАЛИ 08Х18Н10, ЛЕГИРОВАННОЙ МЕДЬЮ И МАРГАНЦЕМ, В ЗАВИСИМОСТИ ОТ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ, СФОРМИРОВАННЫХ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИЕЙ

Филиппов А.В.; Шамарин Н.Н.; Тарасов С.Ю.; Фортуна С.В.; Утяганова В.Р.

10

ИЗВЕСТИЯ ВЫСШИХ УЧЕБНЫХ ЗАВЕДЕНИЙ. МАШИНОСТРОЕНИЕ

#4(757) 2023

УДК 621.91.01 doi: 10.18698/0536-1044-2023-4-10-20

Шероховатость поверхности после точения аустенитной стали 08Х18Н10, легированной медью и марганцем, в зависимости от структуры и свойств,

1 о о

сформированных интенсивной пластической

1 о *

деформацией

А.В. Филиппов, Н.Н. Шамарин, С.Ю. Тарасов, С.В. Фортуна, В.Р. Утяганова

Институт физики прочности и материаловедения СО РАН

Surface roughness after turning the austenitic 08X18H10 steel alloyed with copper and manganese depending on structure and properties formed by the intensive plastic deformation

A.V. Filippov, N.N. Shamarin, S.Yu. Tarasov, S.V. Fortuna, V.R. Utyaganova

Institute of Strength Physics and Materials Science of Siberian Branch of Russian Academy of Sciences

Широко используемые в различных отраслях промышленности аустенитные нержавеющие стали обладают потенциалом для улучшения механических свойств путем легирования и деформационной обработки. Однако такое модифицирование материала может сказаться на качестве его обработки резанием. Исследовано влияние интенсивной пластической деформации на структуру и свойства стали 08Х18Н10, легированной медью и марганцем, а также на качество ее обработки при точении в разном структурном состоянии. Установлено, что применение многосторонней ковки приводит к формированию в исследуемой стали сильнодеформированной субзеренной структуры с высокой плотностью дислокаций, а последующая прокатка — к дополнительному формированию разоориентированных микродвойников деформации и пачек нанодвойников. Эти структурные изменения способствуют увеличению прочности и микротвердости материала. Анализ рельефа обработанной точением поверхности образцов показал, что использование интенсивной пластической деформации позволяет существенно уменьшить параметры шероховатости Ra и Rz, по сравнению с таковыми у образцов, не подвергнутых интенсивной пластической деформации. Выявлено, что увеличение подачи способствует повышению микротвердости тонкого приповерхностного слоя материала и более плавному ее изменению вглубь от обработанной поверхности.

Ключевые слова: сталь, резание, структура, микротвердость, шероховатость

Various industries are widely using the austenitic stainless steels, and these steels possess the potential to improve their mechanical properties through alloying and deformation machin-

* Работа выполнена в рамках государственного задания ИФПМ СО РАН, тема № FWRW-2022-0004.

#4(757) 2023

ИЗВЕСТИЯ ВЫСШИХ УЧЕБНЫХ ЗАВЕДЕНИЙ. МАШИНОСТРОЕНИЕ

11

ing. However, such material improvement could also affect the quality of its machine cutting. The paper studies the influence of intensive plastic deformation on structure and properties of the 08X18H10 steel alloyed with copper and manganese, as well as on the quality of its machining in turning under different structural states. It was established that the use of multilateral forging led to formation of a heavily deformed subgrain structure with the high dislocation density in the steel under study, and subsequent rolling caused additional formation of the differently oriented deformation microtwins and packs of nanotwins. These structural alterations contributed to increasing the strength and micro-hardness of the material. Analysis of the machine turned surface relief of the samples showed that using the intensive plastic deformation made it possible to significantly reduce the Ra and Rz roughness parameters compared to those samples not subjected to intensive plastic deformation. It was found that an increase in feed led to the growing micro-hardness of the material thin near-surface layer and to its smoother alteration in depth from the machined surface.

Keywords: steel, cutting, structure, micro-hardness, roughness

Легирование медью аустенитных сталей АШ 304 (08Х18Н10) и АШ 316 (08Х18Н13М2) способствует увеличению их прочности [1, 2], ползучести [3, 4] и твердости. Аустенитную нержавеющую сталь АШ 304, содержащую 2,3... 3,0 мас. % меди, в основном применяют в пароперегревателях и трубах котельного оборудования, которые работают с температурой пара около 600 °С [5, 6].

В статье [7] отмечено, что с ростом температуры снижаются пределы текучести и прочности, а также удлинение при растяжении стали АШ 304, легированной медью. Однако степень деформационного упрочнения увеличивается до температуры 600 °С, что обусловлено механизмом дисперсионного упрочнения частицами богатыми медью.

Как показано в работе [8], мелкодисперсные частицы имеют сферическую форму размером около 30 нм. Они очень стабильны даже после длительного старения стали АШ 304 в течение 10 000 ч при 650 °С и равномерно распределены в аустенитной матрице.

Установлено [9], что при испытании на ползучесть когерентные частицы с высоким содержанием меди, образовавшиеся во время термического старения, упрочнили сплав. Причем сопротивление ползучести при 630 °С не становится ниже, чем у стали без частиц.

Увеличение предела текучести и твердости стали АШ 316 обусловлено формированием большого количества равномерно распределенных в матрице когерентных частиц, богатых медью, которые выделились в результате старения при температуре 700 °С в течение 20 мин [10].

Анализ результатов экспериментов [11] показал, что частицы с высоким содержанием ме-

ди повышают твердость и прочность стали АШ 316LN-Cu. Состаренная при 700 °С в течение 6 ч сталь обладала оптимальной прочностью и пластичностью благодаря правильным размерам и объемной доле частиц. Обнаружена сильная тенденция никеля к сегрегации на границе раздела между матрицей у^е и частицами, богатыми медью. Эта межфазная сегрегация вызвана не накоплением атомов никеля перед движущейся границей раздела или упругим взаимодействием, а сильной энергией связи Си-М.

Превосходный упрочняющий эффект частиц с высоким содержанием меди обусловлен когерентной межфазной структурой и высокостабильной микроструктурой. Добавка марганца также оказывает положительное влияние на свойства аустенитной стали. Высокое содержание меди повышает прочность и твердость стали, а добавка марганца снижает межфазную энергию на границе частица — матрица [12]. Сегрегация марганца замедляет рост частиц с высоким содержанием меди, в результате чего формируются наноразмерные частицы, стабильные до температуры ~700 °С.

Из изложенного следует, что легирование сталей типа АШ 304 и АШ 316 медью и марганцем не приводит к красноломкости, а повышает их механические свойства. Следовательно, эти аустенитные стали можно подвергнуть интенсивной пластической деформации (ИПД) с целью измельчения структуры и еще большего увеличения прочности и твердости.

В то же время значительное повышение прочности и твердости может неоднозначно сказаться на качестве обротки резанием этих материалов [13-15]. Одним из основных параметров качества обработки резанием является

12

ИЗВЕСТИЯ ВЫСШИХ УЧЕБНЫХ ЗАВЕДЕНИЙ. МАШИНОСТРОЕНИЕ

#4(757) 2023

шероховатость поверхности детали, от которой зависят плотность контакта сопрягаемых деталей, герметичность соединений и коррозионная стойкость [16].

Цель работы — исследование шероховатости обработанной поверхности образцов из аустенитной стали 08Х18Н10, легированной медью и марганцем, с модифицированной методами ИПД структурой.

Методика исследований. Для проведения исследований использовали сталь 08Х18Н10, легированную медью и марганцем, имевшую следующий химический состав, мас. %: Сг — 18,0; N1 — 10,0; Мп — 2,0; Си — 2,0; С — 0,8; Fe — остальное.

Структурное состояние образцов изменяли двумя способами. Первый — многосторонняя ковка — заключался в последовательном сжатии по трем осям на 50, 45 и 40 % при температуре 550, 500 и 450 °С соответственно. Второй — прокатка подвергнутых воздействию первым способом образцов до степени деформации 50 % с предварительным нагревом до 300 °С. Перед ИПД образцы отжигали при температуре 1100 °С в течение 2 ч с последующим быстрым охлаждением в воде.

Микроструктуру деформированных образцов исследовали с помощью просвечивающей электронной микроскопии в режиме получения светлопольных изображений. Структуру исходных образцов оценивали путем металлографических исследований посредством оптической микроскопии. Материал образцов подвергали испытанию на растяжение по стандартной методике. Микротвердость определяли при нагрузке 50 г.

Таблица 1

Режимы резания

Режим Подача, Глубина Частота вращения

обработки мм/об резания, мм заготовки, мин-1

1 0,07

0,8 4000

2 0,25

Токарная обработка заключалась в подрезке торцов цилиндрических заготовок диаметром 9 мм с применением смазочно-охлаждающей жидкости. Чтобы оценить производительность процесса резания, изменяли подачу при постоянных значениях глубины резания и частоты вращения заготовки (табл. 1).

Параметры шероховатости обработанной поверхности определяли с помощью конфокального лазерного сканирующего микроскопа.

Результаты и их обсуждение. Микроструктура стали 08Х18Н10, легированной медью и марганцем, в исходном состоянии представлена зернами аустенита размером 50... 100 мкм с двойниками рекристаллизации (рис. 1, а), сформированными в процессе отжига. Применение многосторонней ковки приводит к созданию сильнодеформированной субзеренной структуры с высокой плотностью дислокаций (рис. 1, б). Последующая прокатка вызвала образование разоориентированных микродвойников деформации и пачек нанодвойников (рис. 1, б). В то же время субзеренная структура частично сохранена, и в ней повышена плотность дислокаций.

Деформация стали посредством многосторонней ковки привела к значительному увеличению (в 1,9 раза) условного предела текучести

Рис. 1. Микроструктура стали 08Х18Н10, легированной медью и марганцем, в исходном состоянии (а), после многосторонней ковки (б) и последующей прокатки (б)

#4(757) 2023

ИЗВЕСТИЯ ВЫСШИХ УЧЕБНЫХ ЗАВЕДЕНИЙ. МАШИНОСТРОЕНИЕ

13

при растяжении по сравнению с таковым у стали в исходном состоянии (табл. 2). Это является закономерным вследствие формирования субзеренной структуры с высокой плотностью дислокаций. Предел прочности (повышение на ~5 %) и относительное удлинение (снижение на ~17 %) изменились в меньшей степени. Микротвердость увеличилась примерно на 14 %.

Дальнейшее изменение структуры путем прокатки кованых образцов привело к более существенному изменению механических свойств стали. Это обусловлено формированием микро- и нанодвойников деформации, а также повышением плотности дислокаций по

сравнению с таковой для кованого образца. Условный предел текучести увеличился в 2,9 раза, предел прочности в 1,5 раза, а относительное удлинение уменьшилось на 24 %. Микротвердость возросла примерно на 19,5 %.

При обработке образцов с подачей 5 = = 0,07 мм/об формируется гладкая поверхность без существенных дефектов (рис. 2, а-в). Следы смещения инструмента равномерные, следовательно, процесс обработки является стабильным. Увеличение подачи до 5 = 0,25 мм/об приводит к формированию нерегулярного рельефа на поверхности исходного образца стали (рис. 2, г). Часть пластически деформированного материала оттесняется на периферию траек-

Таблица 2 Механические свойства образцов из стали 08Х18Н10, легированных медью и марганцем

Состояние образца Условный предел текучести, МПа Предел прочности, МПа Относительное удлинение, % Микротвердость, ГПа

Исходное 363 ± 5 744 ± 11 41 ± 2 3,6

Кованый 687 ± 8 781 ± 11 34 ± 2 4,1

Кованый и прокатанный 1050 ± 8 1113 ± 12 31 ± 2 4,3

г д е

Рис. 2. Микроструктура поверхностей стальных образцов в исходном состоянии (а, г), после многосторонней ковки (б, д) и последующей прокатки (в, е) при подаче 5 = 0,07 (а-в) и 0,25 мм/об (г-е)

14

ИЗВЕСТИЯ ВЫСШИХ УЧЕБНЫХ ЗАВЕДЕНИЙ. МАШИНОСТРОЕНИЕ

#4(757) 2023

тории смещения инструмента, края этого материала — рваные.

Обработанная поверхность образца, подвергнутого многосторонней ковке, при подаче 5 = 0,25 мм/об более равномерная (рис. 2, д), но также содержит следы пластически оттесненного материала. Прокатка позволила существенно уменьшить неравномерность рельефа обработанной поверхности (рис. 2, е). Пластическое оттеснение материала также присутствует, но не наблюдается следов его повреждения в виде трещин или разрывов.

Количественную оценку качества обработки поверхности исследуемых образцов выполняли с помощью лазерного сканирующего микроскопа, на котором определяли параметры шероховатости Яа и Яг, отражающие изменение шероховатости. Установлено, что благодаря применению ИПД для изменения структуры и механических свойств обрабатываемой поверхности оба параметра шероховатости становятся существенно меньше, чем у исходного материала (рис. 3).

По сравнению с исходными значениями параметр шероховатости Яа снизился на 11 % после многосторонней ковки и на 15 % после прокатки в режиме чистового точения (с подачей 5 = 0,07 мм/об). Параметр шероховатости Яг после многосторонней ковки уменьшился на 30 %, а после прокатки в режиме чистового точения (с подачей 5 = 0,07 мм/об) — на 35 %.

При обработке поверхностей стальных образцов в режиме получистового точения (с подачей 5 = 0,25 мм/об) параметр шероховато-

Яа, мкм

сти Яа после многосторонней ковки существенно не изменился, а после прокатки стал на 9 % меньше, чем у исходного образца. Параметр Яг после многосторонней ковки снизился на 28 %, а после прокатки — на 30 %.

Согласно полученным данным, изменение структурного состояния и повышение механических свойств образцов в большей степени способствуют снижению параметра шероховатости поверхности Яг. Это, по-видимому, является результатом уменьшения пластического оттеснения материала, что наблюдается на рис. 2.

Сглаженная поверхность характеризуется меньшим числом отдельных выступов и впадин, а также отсутствием разрывов на границе оттесненного материала, влияющих на параметр Яг больше, чем на параметр Яа. Также установлено, что ИПД способствует более значительному повышению качества обработки образцов в режиме получистового точения. Это можно использовать для повышения производительности токарной обработки путем сокращения числа переходов.

При обработке в режиме чистового точения (с подачей 5 = 0,07 мм/об) структурные изменения в приповерхностном слое достигают расстояния 370 мкм (32,3 мкм после интерполяции на реальную глубину деформации (далее после интерполяции)) для стали в исходном состоянии (рис. 4, а), 260 мкм (22,7 мкм после интерполяции) после многосторонней ковки (рис. 4, в) и 95 мкм (13,1 мкм после интерполяции) после прокатки (рис. 4, д).

Яг, мкм

0,07

0,25 мм/об

0,25 5, мм/об

Рис. 3. Зависимости параметров шероховатости поверхности стальных образцов Яа (а) и Яг (б) в исходном состоянии ( ), после многосторонней ковки ( ) и последующей прокатки ( ) от подачи 5

#4(757) 2023

ИЗВЕСТИЯ ВЫСШИХ УЧЕБНЫХ ЗАВЕДЕНИЙ. МАШИНОСТРОЕНИЕ

15

д е

Рис. 4. Микроструктура приповерхностных слоев косых шлифов из стали 08Х18Н10, легированной медью и марганцем, в исходном состоянии (а, б), после многосторонней ковки (б, г) и последующей прокатки (д, е), обработанной в режимах чистового (а, б, д) и получистового (б, г, е) точения

Наблюдаемые структурные изменения в приповерхностном слое указывают на то, что глубина деформации на косых шлифах (под углом 5° к поверхности) стали, обработанной в режиме получистового точения (с подачей 5 = 0,25 мм/об), составляет 470 мкм (41 мкм после интерполяции) для стали в исходном состоянии (рис. 4, б),

340 мкм (29,7 мкм после интерполяции), после многосторонней ковки (рис. 4, г) и 200 мкм (17,5 мкм после интерполяции) после прокатки (рис. 4, е).

Уменьшение глубины, на которую распространяются структурные изменения для образцов после ИПД, является закономерным.

16

ИЗВЕСТИЯ ВЫСШИХ УЧЕБНЫХ ЗАВЕДЕНИЙ. МАШИНОСТРОЕНИЕ

#4(757) 2023

к, мкм

Рис. 5. Зависимости микротвердости приповерхностного слоя стали 08Х18Н10, легированной медью

и марганцем, в исходном состоянии (■), после многосторонней ковки (•) и последующей прокатки (а), обработанной в режимах чистового (а) и получистового (б) точения,

от глубины структурных изменений к

Поскольку материал уже деформирован и содержит множество дислокаций и двойников, для его дальнейшей деформации необходимо приложить большие усилия, что не выполнимо ввиду использования одинаковых условий резания для исходной и деформированной сталей.

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

Поэтому и увеличение глубины деформации с повышением подачи является закономерным, так как это способствует более интенсивной деформации приповерхностного слоя материала в процессе точения.

Результаты измерения микротвердости с учетом интерполяции дистанции индентирования с косого шлифа на реальную глубину от обработанной поверхности вглубь заготовки приведены на рис. 5. Видно, что наибольшая микротвердость достигается в непосредственной близости к обработанной поверхности. Затем происходит ее резкое уменьшение до глубины 20... 25 мкм и ~40 мкм при точении в чистовом и получистовом режиме соответственно.

Наибольшая микротвердость стали (4,8 ГПа) наблюдается после прокатки и не зависит от условий обработки, что указывает на достижение предельного уровня упрочнения материала с наиболее мелкозернистой структурой. Такая же микротвердость вблизи обработанной поверхности получена при точении стали после многосторонней ковки в режиме получистового точения. Это указывает на возможность управления механическими свойствами

приповерхностного слоя стали путем варьирования состояния ее структуры и/или условий точения.

Немного меньшая микротвердость (4,57 ГПа) достигнута при получистовом точении стали в исходном состоянии.

Из полученных данных следует, что повышение подачи приводит к значительному увеличению микротвердости и более плавному градиенту по ее изменению в приповерхностном слое стали с субзеренной структурой с высокой плотностью дислокаций. Это обусловлено возможностью ее дальнейшего деформирования в процессе точения. Тогда как повышение микротвердости стали с субзерен-ной микроструктурой, содержащей микродвойники и пачки нанодвойников, увеличением подачи является менее значительным. Это связано с достижением близкой к предельной степени деформации материала и недостаточно высокой интенсивностью его деформирования в процессе точения.

Выводы

1. Исследовано влияние ИПД методами многосторонней ковки и прокатки на структурное состояние и механические свойства стали 08Х18Н10, легированной медью и марганцем. Установлено, что ковка способствует формированию сильнодеформированной субзеренной структуры с высокой плотностью дислокаций.

#4(757) 2023

ИЗВЕСТИЯ ВЫСШИХ УЧЕБНЫХ ЗАВЕДЕНИЙ. МАШИНОСТРОЕНИЕ

17

Увеличение степени пластической деформации в процессе прокатки приводит к образованию субзеренной структуры с высокой плотностью дислокаций, микродвойников и пачек нано-двойников. Прочность и твердость материала после ИПД существенно повышаются. Предел текучести увеличивается в 1,9-2,9 раза, предел прочности в 1,5 раза, микротвердость на 14,0.19,5 %, а относительное удлинение уменьшается на 17. 24 % по сравнению с аналогичными параметрами стали в исходном состоянии.

2. Показано, что изменение структурного состояния и механических свойств стали 08Х18Н10, легированной медью и марганцем, приводит к изменению качества обработки ее поверхности в условиях чистового и получистового точения. Оценка шероховатости поверхности по параметрам Ra и Rz показала, что ИПД способствует более значительному повышению качества обработки образцов в режиме получистового точения. Это можно использовать для повышения производитель-

ности токарной обработки путем увеличения подачи. При обработке в режиме чистового точения параметры шероховатости Ra и Rz уменьшаются относительно исходных данных соответственно на 11.15 и 30.35 %. При обработке в режиме получистового точения параметр Ra снижается на 9 %, а параметр Rz — на 28.30 %.

3. На основе анализа микротвердости приповерхностной зоны образцов после точения установлено, что повышение силовой нагрузки на обработанную поверхность увеличением подачи приводит к повышению микротвердости тонкого приповерхностного слоя стали 08Х18Н10, легированной медью и марганцем, и более плавному градиенту по ее изменению. В то же время показано, что увеличение подачи имеет ограниченное воздействие на микротвердость, вызванное достижением предельного (4,8 ГПа) упрочнения приповерхностного слоя стали за счет формирования субзеренной микроструктуры, содержащей микродвойники и пачки нанодвойников.

Литература

[1] Ou P., Xing H., Wang X. et al. Coarsening and hardening behaviors of Cu-rich precipitates in

Super304H austenitic steel. Metall. Mater. Trans. A, 2015, vol. 46, no. 9, pp. 3909-3916, doi: https://doi.org/10.1007/s11661-015-3004-3

[2] Yadav S.D., Vijayanand V.D., Nandgopal M. et al. On the tensile flow stress response of 304

HCu stainless steel employing a dislocation density based model and electron backscatter diffraction measurements. Philos. Mag., 2020, vol. 100, no. 3, pp. 312-336, doi: https://doi.org/10.1080/14786435.2019.1680887

[3] Sahoo K.C., Vijayanand V.D., Goyal S. et al. Influence of temperature on multiaxial creep be-

haviour of 304HCu austenitic stainless steel. Mater. Sci. Technol., 2019, vol. 35, no. 18, pp. 2181-2199, doi: https://doi.org/10.1080/02670836.2019.1664707

[4] Sahoo K.C., Goyal S., Ganesan V. et al. Analysis of creep deformation and damage behaviour

of 304HCu austenitic stainless steel. Mater. High Temp., 2019, vol. 36, no. 5, pp. 388-403, doi: https://doi.org/10.1080/09603409.2019.1586094

[5] Kannan P.R., Muthupandi V., Devakumaran K. et al. Effect of grain size on self -healing be-

haviour of sensitized S304HCu stainless steel. Mater. Chem. Phys., 2018, vol. 207, pp. 203211, doi: https://doi.org/10.1016/j.matchemphys.2017.12.012

[6] San X.Y., Zhang B., Wu B. et al. Investigating the effect of Cu-rich phase on the corrosion

behavior of Super 304H austenitic stainless steel by TEM. Corros. Sci., 2018, vol. 130, no. 1, pp. 143-152, doi: https://doi.org/10.1016/j.corsci.2017.11.001

[7] Kumar M.V., Balasubramanian V., Rao A.G. Hot tensile properties and strain hardening be-

haviour of Super 304HCu stainless steel. J. Mater. Res. Technol., 2017, vol. 6, no. 2, pp. 116122, doi: https://doi.org/10.1016/j.jmrt.2016.05.004

[8] Bai J.W., Liu P.P., Zhu Y.M. et al. Coherent precipitation of copper in Super304H austenite

steel. Mater. Sci. Eng. A, 2013, vol. 584, pp. 57-62, doi: https://doi.org/10.1016/ j.msea.2013.06.082

[9] Dash M.K., Karthikeyan T., Mythili R. et al. Effect of long-term thermal exposures on micro-

structure and impression creep in 304HCu grade austenitic stainless steel. Metall. Mater. Trans. A, 2017, vol. 48, no. 10, pp. 4883-4894, doi: https://doi.org/10.1007/s11661-017-4260-1

18

ИЗВЕСТИЯ ВЫСШИХ УЧЕБНЫХ ЗАВЕДЕНИЙ. МАШИНОСТРОЕНИЕ

#4(757) 2023

[10] Xi T., Shahzad M.B., Xu D. et al. Copper precipitation behavior and mechanical properties of Cu-bearing 316L austenitic stainless steel: a comprehensive cross-correlation study. Mater. Sci. Eng. A, 2016, vol. 675, pp. 243-252, doi: https://doi.org/10.1016/ j.msea.2016.08.058

[11] Xi T., Zhang X., Yin X. et al. Interfacial segregation and precipitation behavior of Cu-rich precipitates in Cu-bearing 316LN stainless steel after aging at different temperatures. Mater. Sci. Eng. A, 2021, vol. 805, art. 140571, doi: https://doi.org/10.1016/j.msea.2020.140571

[12] Zhou R., Zhu L. Growth behavior and strengthening mechanism of Cu-rich particles in sanicro 25 austenitic heat-resistant steel after aging at 973 K. Mater. Sci. Eng. A, 2020, vol. 796, art. 139973, doi: https://doi.org/10.1016/jj.msea.2020.139973

[13] Morehead M.D. Machinability and microstructure stability during the machining of pure copper and titanium processed by equal channel angular pressing. Master Sci. Thesis. Clem-son University, 2007.

[14] Chertovskikh S.V. Cuttability of UFG titanium BT1-0 obtained by ECAE. Russ. Eng. Res, 2007, vol. 27, no. 5, pp. 260-264, doi: https://doi.org/10.3103/S1068798X0705005X

[15] Habrat W., Motyka M., Topolski K. et al. Evaluation of the cutting force components and the surface roughness in the milling process of micro-and nanocrystalline titanium. Arch. Metall. Mater, 2016, vol. 61, no. 3, pp. 1079-1384, doi: https://doi.org/10.1515/amm-2016-0226

[16] Morehead M., Huang Y., Zhu Y.T., et al. Experimental investigation of the machinability of equal channel angular pressing processed commercially pure titanium. Trans. NAMRI/SME, 2006, vol. 34, pp. 539-546.

References