Влияние структурных параметров на механические свойства стали Р6М5 в условиях упрочняющей поверхностной обработки
Работа посвящена исследованию структурно-фазовых изменений в поверхностных слоях быстрорежущей стали
 Р6М5 после упрочняющей импульсно-плазменной поверхностной обработки на различных режимах и влияния
 параметров формирующихся структур на эксплуатационные свойства инструмента. В ре...
Saved in:
| Published in: | Автоматическая сварка |
|---|---|
| Date: | 2013 |
| Main Authors: | , , , , |
| Format: | Article |
| Language: | Russian |
| Published: |
Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України
2013
|
| Subjects: | |
| Online Access: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/103144 |
| Tags: |
Add Tag
No Tags, Be the first to tag this record!
|
| Journal Title: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Cite this: | Влияние структурных параметровна механические свойства стали Р6М5 в условиях упрочняющей поверхностной обработки
 / Л.И. Маркашова, Ю.Н. Тюрин, О.В. Колисниченко, М.Л. Валевич, Д.Г. Богачев // Автоматическая сварка. — 2013. — № 12 (727). — С. 18-23. — Бібліогр.: 31 назв. — рос. |
Institution
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| _version_ | 1860248578214068224 |
|---|---|
| author | Маркашова, Л.И. Тюрин, Ю.Н. Колисниченко, О.В. Валевич, М.Л. Богачев, Д.Г. |
| author_facet | Маркашова, Л.И. Тюрин, Ю.Н. Колисниченко, О.В. Валевич, М.Л. Богачев, Д.Г. |
| citation_txt | Влияние структурных параметровна механические свойства стали Р6М5 в условиях упрочняющей поверхностной обработки
 / Л.И. Маркашова, Ю.Н. Тюрин, О.В. Колисниченко, М.Л. Валевич, Д.Г. Богачев // Автоматическая сварка. — 2013. — № 12 (727). — С. 18-23. — Бібліогр.: 31 назв. — рос. |
| collection | DSpace DC |
| container_title | Автоматическая сварка |
| description | Работа посвящена исследованию структурно-фазовых изменений в поверхностных слоях быстрорежущей стали
Р6М5 после упрочняющей импульсно-плазменной поверхностной обработки на различных режимах и влияния
параметров формирующихся структур на эксплуатационные свойства инструмента. В результате комплексных
исследований и расчетно-аналитического прогнозирования свойств прочности, коэффициента вязкости разрушения
и трещиностойкости поверхностей, упрочненных на различных технологических режимах, установлено, что оптимальные свойства поверхностных слоев обеспечиваются при рекомендуемых режимах импульсно-плазменной поверхностной обработки, повышающих общий уровень прочности на 25 % по сравнению с основным металлом за
счет измельчения зеренной структуры (в 1,5…2 раза), увеличения вклада субструктурного, зеренного, дислокационного и дисперсионного механизмов упрочнения. При этом уровень локальных внутренних напряжений в
обработанном слое составляет ~0,018…0,44 от теоретической прочности материала, что не представляет опасности
трещинообразования из-за отсутствия резких градиентов по внутренним напряжениям и равномерно повышенной
плотности дислокаций (10¹¹…2⋅10¹¹см⁻²) по сравнению с основным металлом. Показано, что при существенном
упрочнении обработанных слоев быстрорежущей стали значение коэффициента вязкости разрушения на 15 %
выше по сравнению с основным металлом. Таким образом, применение рекомендуемых режимов импульсно-плазменной поверхностной обработки приводит к модифицированию структурно-фазового состояния поверхностного
слоя и повышению его механических свойств.
|
| first_indexed | 2025-12-07T18:40:21Z |
| format | Article |
| fulltext |
УДК 621.794/.795:620.17
ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРНЫХ ПАРАМЕТРОВ
НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛИ Р6М5 В УСЛОВИЯХ
УПРОЧНЯЮЩЕЙ ПОВЕРХНОСТНОЙ ОБРАБОТКИ
Л. И. МАРКАШОВА, Ю. Н. ТЮРИН, О. В. КОЛИСНИЧЕНКО, М. Л. ВАЛЕВИЧ, Д. Г. БОГАЧЕВ
ИЭС им. Е. О. Патона НАНУ. 03680, г. Киев-150, ул. Боженко, 11. E-mail: office@paton.kiev.ua
Работа посвящена исследованию структурно-фазовых изменений в поверхностных слоях быстрорежущей стали
Р6М5 после упрочняющей импульсно-плазменной поверхностной обработки на различных режимах и влияния
параметров формирующихся структур на эксплуатационные свойства инструмента. В результате комплексных
исследований и расчетно-аналитического прогнозирования свойств прочности, коэффициента вязкости разрушения
и трещиностойкости поверхностей, упрочненных на различных технологических режимах, установлено, что опти-
мальные свойства поверхностных слоев обеспечиваются при рекомендуемых режимах импульсно-плазменной по-
верхностной обработки, повышающих общий уровень прочности на 25 % по сравнению с основным металлом за
счет измельчения зеренной структуры (в 1,5…2 раза), увеличения вклада субструктурного, зеренного, дислока-
ционного и дисперсионного механизмов упрочнения. При этом уровень локальных внутренних напряжений в
обработанном слое составляет ~0,018…0,44 от теоретической прочности материала, что не представляет опасности
трещинообразования из-за отсутствия резких градиентов по внутренним напряжениям и равномерно повышенной
плотности дислокаций (1011…2⋅1011см–2) по сравнению с основным металлом. Показано, что при существенном
упрочнении обработанных слоев быстрорежущей стали значение коэффициента вязкости разрушения на 15 %
выше по сравнению с основным металлом. Таким образом, применение рекомендуемых режимов импульсно-плаз-
менной поверхностной обработки приводит к модифицированию структурно-фазового состояния поверхностного
слоя и повышению его механических свойств. Библиогр. 31, рис. 9.
К л ю ч е в ы е с л о в а : импульсно-плазменная обработка, поверхность, быстрорежущая сталь Р6М5, световая
микроскопия, электронная микроскопия, аналитическая оценка, прочность, вязкость разрушения, трещиностой-
кость
Инструментальная сталь Р6М5 предназначена для
работы в условиях высоких контактных нагрузок
и температур, а это, как правило, металлообра-
батывающий инструмент, где наиболее интенсив-
ному износу подвергается поверхностный рабо-
чий слой изделий. С учетом сложных эксплуа-
тационных условий представляет интерес улуч-
шение комплекса физико-механических свойств
этого слоя путем перекристаллизации и модифи-
цирования структуры. Предварительные исследо-
вания [1–4] показали, что наиболее существенные
изменения структуры поверхностного слоя наб-
людаются при использовании концентрирован-
ных источников нагрева: лазер, электронный луч,
плазма и др. С этой же целью используют и раз-
работанную в ИЭС им. Е. О. Патона технологию
импульсно-плазменной обработки (ИПО) [5–7].
Технология ИПО сталей основывается на воз-
действии концентрированных потоков плазмы в
импульсном режиме на поверхность материалов,
что приводит к повышению твердости, измель-
чению зерна, фрагментации структуры и устра-
нению скоплений крупных карбидных частиц, а
также формированию в обработанном слое мар-
тенсита с избыточным содержанием углерода (из-
за частичного растворения карбидов) и легиру-
ющих элементов [7–18]. Однако в настоящее вре-
мя информация о влиянии различных техноло-
гических параметров ИПО на структурно-фазовые
преобразования, а структурных параметров — на
эксплуатационные характеристики (свойства про-
чности, пластичность и трещиностойкость) обра-
ботанных изделий ограничена.
Цель настоящей работы — экспериментальное
исследование структуры и расчетно-аналитичес-
кое прогнозирование свойств поверхностных сло-
ев образцов из стали Р6М5 после ИПО на раз-
личных режимах.
Материалы и методики исследований. Пред-
варительно образцы из стали Р6М5 (ГОСТ
19265–73) подвергли стандартной термической
обработке — закалке (Tз = 1200…1230 °С) и от-
пуску (Tотп = 540…560 °С). ИПО (длительность
воздействия tимп ~ 0,5 мс) проводили на следу-
ющих режимах: I — прямое действие импуль-
сного электрического разряда (дистанция H =
= 60 мм, тепловой поток q ~ 0,7⋅105 Вт/см2) и
II — косвенное действие электрического разряда
(H = 30 мм, q ~ 0,5⋅105 Вт/см2).
© Л. И. Маркашова, Ю. Н. Тюрин, О. В. Колисниченко, М. Л. Валевич, Д. Г. Богачев, 2013
18 12/2013
Исследования структурно-фазового состояния
поверхностей образцов, обработанных ИПО, про-
ведены с использованием комплексного методи-
ческого подхода, включающего оптическую ме-
таллографию (Versamet-2, фирмы «Union», Япо-
ния), растровую электронную микроскопию
(SEM-515, фирмы «Philips», Голландия) и прос-
вечивающую микродифракционную электронную
микроскопию (JEM-200 СХ фирмы «JEOL», Япо-
ния) с ускоряющим напряжением 200 кВ. Полу-
ченные экспериментальные данные позволили
выполнить расчетно-аналитическую оценку кон-
кретного (дифференцированного) вклада отдель-
ных структурных параметров (фазового состава,
величины зерна, субзерна, плотности дислокаций
и т. п.) в изменение общих (интегральных) зна-
чений механических характеристик — прочности
σт, коэффициента вязкости разрушения (коэффи-
циент интенсивности напряжений K1с) и трещи-
ностойкости (τл.вн/τтеор.).
Для расчета интегральных значений предела
текучести Σσт стали Р6М5 после ИПО на раз-
личных режимах использовали зависимости Хол-
ла–Петча, Зегера, Орована и др. [19–28], позво-
ляющие сделать оценку дифференцированного
вклада Δσ конкретных структурно-фазовых пара-
метров в Σσт.
Вязкость разрушения материала обработанно-
го слоя определяли по зависимости K1с =
= (2Eσтδк)1/2 [29], где E — модуль Юнга; σт —
расчетное упрочнение, МПа; δк — критическое
раскрытие трещины, равное среднему размеру
субзерен, мкм.
Уровень локальных внутренних напряжений
τл.вн — потенциальных источников зарождения
и распространения трещин в упрочненном слое
рассчитывали, используя зависимость: τл.вн =
Gbhρ/[π(1 – ν)] [30, 31], где G — модуль сдвига,
МПа; b — вектор Бюргерса; h — толщина фольги,
равная 2⋅10–5 см; ν — коэффициент Пуассона;
ρ — плотность дислокаций, см–2.
Результаты исследований. Эксперименталь-
но установлено, что структура основного металла
(величина зерна Dз, мкм; объемная доля струк-
турных составляющих Vд, %) на глубине δ >
> 100 мкм от обработанных поверхностей (рис. 1,
слои 4, 7) состоит из мелкоигольчатого мартен-
сита (Dз ~ 2,5…10 мкм, Vд = 70 %), остаточного
аустенита (Dз ~ 2,5…10 мкм, Vд = 20 %) и кар-
бидов (Dз ~ 0,5…20 мкм, Vд = 10 %) (рис. 2).
Интегральная микротвердость стали HV 0,05 ~
~ 7010 МПа (рис. 3). Объемная доля упрочняю-
щих карбидных частиц, расположенных в объемах
зерен, Vд = 8 %. Общая доля карбидов в материале
— 18 %.
После ИПО (режим I) на поверхности образцов
формируется оплавленный слой 1 (δ ≤ 5 мкм)
(рис. 1, а). Ниже — слой 2 (δ ≤ 40 мкм), где
происходит укрупнение в 2…2,5 раза аустенит-
но-мартенситных структурных составляющих (Dз
~ 5…25 мкм) и общее снижение на 20 % интег-
ральной микротвердости (HV 0,05 ≤ 6200 МПа)
(рис. 2, 3). При этом именно в оплавленном слое
1 (δ ≤ 5 мкм) по границам зерен остаточного аус-
тенита и карбидов с помощью оптической и прос-
вечивающей микроскопии обнаружены зоны за-
рождения микротрещин.
ИПО образцов на режиме II приводит к измель-
чению в 1,5…2 раза аустенитно-мартенситных
структурных составляющих (Dз ~ 1,5…5 мкм) в мо-
дифицированном слое 5 (δ = 0…40 мкм) (рис. 2).
Рис. 1. Микроструктуры образцов из стали Р6М5 после ИПО
на режимах I (а) и II (б) (изменения по глубине от отработан-
ной поверхности до основного металла), ×500: 1 — оплавлен-
ный; 2, 5 — структурированный; 3, 6 — переходной слой; 4,
7 — основной металл
Рис. 2. Изменение размеров структур Dз (аустенита и мартен-
сита) по глубине обработанных слоев δ образцов из стали
Р6М5 после ИПО: 1, 2 — режим I; 3, 4 — режим II
12/2013 19
Обнаружено также увеличение на 20 % интег-
ральной микротвердости (HV 0,05 ≤ 9200 МПа)
(рис. 3). Трещинообразования в поверхностном
слое 5 после ИПО на режиме II не отмечается.
Наблюдаемое измельчение зеренной структуры в
слое быстрорежущей стали Р6М5 при ИПО на
режиме II обусловлено легированием аустенита
при растворении вторичных карбидов. Первичные
карбиды не растворяются и тормозят рост зерна
аустенита, что приводит к сохранению дисперс-
ной структуры стали Р6М5 при нагреве, близком
к температуре плавления.
Исследованиями изменения концентрации хи-
мических элементов (железо, хром, вольфрам, ва-
надий, молибден) по глубине слоя образцов из
стали Р6М5, обработанных ИПО на режимах I
и II, установлено их равномерное распределение,
что свидетельствует об отсутствии дополнитель-
ного легирования приповерхностных слоев за счет
материала электрода. В упрочненном слое обна-
ружены карбиды сложного химического состава
типа Me6C глобулярной формы (FeCr)3(W, Mo)3C
с преобладанием вольфрама и размерами частиц
dч ~ 0,21…2 мкм.
Исследованиями на просвет установлено, что
структура основного металла (δ > 100 мкм) пред-
ставлена мартенситом отпуска с ρ ≤ 1011 см–2,
остаточным аустенитом с ρ ≤ 108…109 см–2 и кар-
бидами (рис. 4).
В обработанном на режиме I слое (δ ≤ 40 мкм)
в зернах аустенита наблюдается укрупнение субс-
труктуры с формированием слабо разориентирован-
ной блочной структуры при общей неравномернос-
ти плотности дислокаций (ρ ~ 108…109 см–2). В
мартенсите этой зоны отмечается резкое сниже-
ние плотности дислокаций (ρ ~ 109…1010 см–2)
по сравнению с мартенситом основного металла
(рис. 5, а), что объясняет снижение микротвер-
дости (рис. 3). Наиболее плотные (ρ ~ (2…4)⋅1010
см–2) и протяженные (l ~ 0,2…0,3 мкм) дисло-
кационные скопления формируются вдоль границ
контакта карбидных фаз и внутренних объемов
аустенитных зерен, где ρ ~ 109 см–2.
В оплавленном слое 1 (δ ≤ 5 мкм) наблюдается
укрупнение размеров субструктурных элементов
(блоков, ячеек) при слабой их разориентировке,
а также неравномерное снижение плотности дис-
локаций при формировании резких градиентов
(108 ≤ ρ ≤ 1010 см–2) по дислокационной плот-
ности, т. е. концентраторов напряжений — зон
зарождения и распространения трещин (рис. 6,
а). В переходном слое (δ ~ 40…100 мкм) с уве-
личением расстояния от поверхности образца сох-
раняется тенденция к уменьшению плотности
дислокаций, но это снижение не столь значитель-
но по сравнению с перераспределением в обра-
Рис. 3. Изменение микротвердости HV по глубине обработан-
ных слоев δ образцов из стали Р6М5 после ИПО: 1 — режим
I; 2 — режим II
Рис. 4. Микроструктура (×20000) основного металла образца
из стали Р6М5, ТЭМ: 1 — карбиды; 2 — остаточный аусте-
нит; 3 — мартенсит отпуска
Рис. 5. Микроструктура поверхностных слоев образцов из
стали Р6М5 (δ = 5…40 мкм) после ИПО на режимах I (а,
×37000) и II (б, ×20000), ТЭМ: 1 — карбиды; 2 — остаточный
аустенит; 3 — мартенсит
20 12/2013
ботанном ИПО слое. Кроме того, наблюдается
увеличение микрообъемов со структурой отпуска
(субструктура, блоки), что резко контрастирует
со структурой основного металла, для которой ха-
рактерна более мелкодисперсная структура с
плотными и равномерно распределенными дис-
локациями.
Исследованиями тонкой (дислокационной)
структуры показано, что ИПО на режиме II при-
водит к повышению плотности дислокаций в об-
работанном слое (δ ≤ 40 мкм) до ρ ≤ 2⋅1011 см–2
в мартенсите по сравнению с ρ ≤ 1011 см–2 в ос-
новном металле (рис. 4, 5, б), что согласуется с
результатами измерения микротвердости. Для зерен
остаточного аустенита наблюдается измельчение
субструктуры, формирование разориентированной
блочной структуры при общей равномерности дис-
локационной плотности (ρ ~ 4⋅109 см–2). Показано,
что для мартенситных зерен также характерно из-
мельчение субструктуры (ширина реек меньше в
2 раза по сравнению с основным металлом). С
увеличением расстояния от поверхности сохра-
няется тенденция к снижению плотности дисло-
каций и увеличению микрообъемов со структурой
отпуска (субструктура, блоки).
Таким образом, установлено, что в приповер-
хностных слоях сплава Р6М5 после ИПО на ре-
жиме II наблюдается диспергирование структуры,
увеличение плотности дислокаций и отсутствие
протяженных дислокационных скоплений — оча-
гов зарождения и распространения микротрещин,
что свидетельствует о значительном упрочнении
обработанных слоев.
Для оценки влияния ИПО (различные режимы)
на важнейшие эксплуатационные характеристики
рабочих поверхностей инструментов из стали
Р6М5 проведена расчетно-аналитическая оценка
свойств прочности σт, вязкости разрушения K1c
и трещиностойкости τл.вн/τтеор модифицированно-
го слоя стали. Установлено, что после ИПО на
режиме I, приводящей к оплавлению поверхнос-
тного слоя сплава, снижается общий уровень Σσт
в обработанной поверхности (δ ≤ 40 мкм) по срав-
нению с основным металлом на 50 %
(640…940 МПа при 1300…1800 МПа в основном
металле) (рис. 7). Наблюдаемое снижение проч-
ности сплава в поверхностном слое обусловлено
снижением вклада субструктурного упрочнения
Δσс ~ 190…300 МПа по сравнению с Δσс ~
~ 590…780 МПа в основном металле, зеренного
Δσз ~ 200…330 МПа по сравнению с Δσз ~
~ 280…480 МПа в основном металле, дислока-
ционного Δσд ~ 20…50 МПа по сравнению с
200 МПа в основном металле. Следовательно, ра-
зупрочнение в оплавленном слое сплава (режим I,
ρ ~ 40 мкм), обусловлено преимущественно вли-
янием укрупнения структуры, субструктуры, сни-
жением плотности дислокаций и неравномерным
их распределением.
При использовании режима II ИПО по глубине
обработанного слоя (δ ~ 0…40 мкм) общий уровень
прочности повышается на 25 % (1400…2160 МПа
при 1300…1800 МПа в основном металле). Это
обусловлено возрастанием вклада субструктурного
(Δσс ~ 490…870 МПа), зеренного (Δσз ~ 440…640
МПа), дислокационного (Δσд ~ 200…283 МПа) уп-
рочнений, а также упрочнения за счет дисперсных
частиц (Δσч ~ 60…150 МПа). Это также обусловлено
измельчением структуры, повышением общей плот-
ности дислокаций, а также реализацией механизма
дисперсионного упрочнения в приповерхностных
слоях сплава.
Рис. 6. Микроструктура поверхностных слоев образцов из
стали Р6М5 (δ ≤ 5 мкм) после ИПО на режимах I (а, ×37000)
и II (б, ×30000), ТЭМ
Рис. 7. Изменение средних значений предела текучести Σσт
по глубине обработанных слоев δ образцов из стали Р6М5
после ИПО на режимах I (1) и II (2)
12/2013 21
Оценка локальных внутренних напряжений
τл.вн и их градиентов Δτвн вдоль границ струк-
турных составляющих, соотношение этих значе-
ний с теоретической прочностью материала по
глубине в слое от обработанной ИПО поверхности
до основного сплава Р6М5 приведены на рис. 8.
Показано, что после ИПО сплава Р6М5 на ре-
жиме I в приповерхностных слоях (δ ~ 0…40 мкм
от внешней поверхности) при общем снижении
плотности дислокаций и разупрочнении наблю-
даются наиболее высокие значения τл.вн, форми-
рующиеся на границах сопряжения структур мар-
тенсит/карбид (М/К), что составляет 5600…7400
МПа или (0,67…0,9)τтеор. Градиенты локальных
внутренних напряжений Δτвн по границам этих
структурных элементов составляют ~
5200…7000 МПа и являются потенциальными ис-
точниками трещинообразования. После ИПО на
режиме II наблюдается повышение ρ (от 1011 до
2⋅1011 см–2) по сравнению с необработанным спла-
вом при сравнительно равномерном распределении
дислокационных скоплений, что не приводит к фор-
мированию резких градиентов внутренних напря-
жений Δτл.вн. Такого типа дислокационные скоп-
ления соответствуют значениям τл.вн ~ 1480…3700
МПа, что составляет ~ 0,018…0,44 от теоретической
прочности τтеор. При этом максимальные значения
τл.вн (~ 3700 МПа) характерны для границ сопря-
жения структур М/К и не представляют опасности
для трещинообразования.
Роль структурных факторов проявляется и в
изменении прочности приповерхностных слоев
инструмента из сплава Р6М5, а именно — свойств
прочности σт в сочетании с характеристикой вяз-
кости K1с, что иллюстрируют соответствующие
диаграммы (рис. 9). Установлено, что значение
K1с сплава в модифицированном слое на режиме
I (с оплавлением) на 35 % ниже, чем на режиме
II (без оплавления). При этом прочностные свойс-
тва также снижаются в 1,8 раза. После ИПО на
режиме II в модифицированном слое сплава зна-
чение K1с металла на 15 % выше, чем в основном
металле при значительном упрочнении всего слоя.
Таким образом, на основании проведенных ис-
следований и выполненных расчетов установлено,
что применение режима II может быть рекомен-
довано для ИПО быстрорежущей стали Р6М5,
поскольку приводит к таким структурно-фазовым
изменениям, которые обеспечивают существен-
ное повышение важнейших эксплуатационных
свойств: прочности, пластичности и трещиностой-
кости.
Выводы
1. Импульсно-плазменная обработка образцов из
стали Р6М5 с использованием режима прямого
действия импульсного электрического разряда
(режим I) приводит к разупрочнению поверхнос-
тного слоя.
2. Показано, что на режиме II по глубине слоя
обработанной поверхности (δ ~ 0…40 мкм) общий
уровень прочности повышается до 1400…2160
МПа при 1300…1800 МПа в основном металле,
что обусловлено вкладом субструктурного (Δσс ~
~ 490…870 МПа), зеренного (Δσз ~ 440…640
МПа), дислокационного (Δσд ~ 200…283 МПа)
механизмов упрочнения, а также упрочнения за
счет дисперсных частиц (Δσч ~ 60…150 МПа).
3. Установлено, что высокий уровень прочности
и трещиностойкости (до ~ 26 МПа⋅м1/2) поверх-
ностного слоя стали Р6М5, после ИПО на режиме
II достигается при измельчении (Dз ~ 1…5 мкм)
зеренной структуры стали.
4. Импульсно-плазменная обработка образцов
с применением электрического разряда косвен-
ного действия (режим II) улучшает структурно-
фазовое состояние модифицированного слоя и
повышает комплекс его физико-механических
Рис. 8. Уровень локальных внутренних напряжений τл.вн в
сопоставлении с теоретической прочностью τтеор в приповер-
хностных слоях и в основном металле образцов из стали
Р6М5 в зависимости от режимов ИПО (К/М, К/А — границы
сопряжения структур карбид-мартенсит, карбид — аустенит
соответственно)
Рис. 9. Изменение прочности σт и вязкости K1с стали Р6М5
по глубине обработанных слоев (δ ~ 0…100 мкм) образцов из
стали Р6М5 после ИПО на режимах I и II по сравнению с
основным металлом: 1 — режим I; 2 — режим II; 3 —
переходная область; 4 — основной металл
22 12/2013
свойств, поэтому режим II является рекоменду-
емым для обработки быстрорежущей стали Р6М5.
1. Массоперенос и фазообразование в металлах при им-
пульсных воздействиях / В. М. Миронов, В. Ф. Мазанко,
Д. С. Герцрикен, А. В. Филатов. — Самара: Самар. ун-т,
2001. — 232 с.
2. Бураков В. В., Федосеенко С. С. Формирование структур
повышенной износостойкости при лазерной закалке ме-
таллообрабатывающего инструмента // Металловедение
и термич. обраб. металлов. — 1983. — № 5. — С. 16–17.
3. Вольхин С. А. Влияние структуры инструментальных
сталей после закалки и отпуска на параметры лазерно-
упрочненных слоев // Судостроит. пром-сть. — 1990. —
№ 23, — С. 44–48.
4. Собусяк Т., Соколов К. Н. Влияние лазерной термичес-
кой обработки на структуру и свойства быстрорежущей
стали // Пробл. машиностр. и автоматиз. — 1991. — № 5.
— С. 45–53.
5. Кикин П. Ю., Пчелинцев А. И., Русин Е. Е. Повышение
теплостойкости и износостойкости быстрорежущих ста-
лей лазерным ударно-волновым воздействием // Физ. и
химия обраб. материалов. — 2003. — № 5. — С. 15–17.
6. Гуреев Д. М., Ламтин А. П., Чулкин В. Н. Влияние им-
пульсного лазерного излучения на состояние кобальто-
вой прослойки твердых сплавов // Там же. — 1990. —
№ 1. — С. 51–54.
7. Бабушкин В. Б. Особенности структурообразования в
быстрорежущих и высокохромистых штамповых сталях
при лазерном нагреве // Изв. вузов. Сер. Черн. металлур-
гия. — 1990. — № 4. — С. 68–70.
8. Структура и механические свойства инструментов из
быстрорежущей стали при импульсно-плазменной по-
верхностной обработке / Л. И. Маркашова, О. В. Колис-
ниченко, М. Л. Валевич, Д. Г. Богачев // Строительство,
материаловедение, машиностроение: Сб. науч. тр. —
Днепропетровск: ГВУЗ «ПГАСА», 2012. — Вып. 64. —
С. 211–220.
9. Аналитическая оценка вклада структурных параметров
в изменение механических свойств быстрорежущей ста-
ли после импульсно-плазменной поверхностной обра-
ботке / Л. И. Маркашова, Ю. Н. Тюрин, О. В. Колисни-
ченко и др. // Математическое моделирование и
информационные технологии в сварке и родственных
процессах: Сб. докл. Шестой междунар. конф. / Под.
ред. В. И. Махненко. — Киев: ИЭС им. Е. О. Патона,
2012. — С. 49–53.
10. Cordier-Robert C., Crampon J., Foct J. Surface alloying of
iron by laser melting: microstructure and mechanical proper-
ties // Surface Eng. — 1998. — 14, № 5. — P. 381–385.
11. Чудина О. В., Боровская Т. М. Упрочнение поверхности
сталей легированием при лазерном нагреве с последую-
щей химико-термической обработкой // Металловедение
и термич. обраб. металлов. — 1994. — № 12. — С. 2–7.
12. Чудина О. В. Поверхностное легирование железоуглеро-
дистых сплавов с использованием лазерного нагрева //
Там же. — 1997. — № 7. — С. 11–14.
13. Laser coating proven in practice / U. Ritter, W. Kahrmann,
R. Kurpfer, R. Glardon // Surface Eng. — 1992. — 8, № 4.
— P. 381–385.
14. Lugscheider E., Boplender H, Krappitz H. Laser cladding of
paste bound hardfacing alloys // Ibid. — 1992. — 7, № 4. —
P. 341–344.
15. Surface treatment of steel by laser transformation hardening
/ E. Navara, B. Bengsston, Wen-Ben Li, K. E. Easterling //
Proc. of the Third Inern. congr. on heat treatment of meteri-
als, Shanghai, 7–11 Nov., 1983. — Shangai: Metal Society,
1984. — P. 40–44.
16. Твердохлебов Т. Н., Дьяченко В. С. Влияние условий ла-
зерной обработки на стойкость инструмента из быстро-
режущей стали // Металлорежущее оборудование и инс-
трумент. — М.: Машиностроение, 1980. — С. 17–21.
17. Лазерная модификация быстрорежущей стали / Ханкок
И. М. и др. // Heat Treat–87: Proc. Int. conf., London, 11–
15 May, 1987. — London: Metal Society, 1988. — P. 189–
195.
18. Тюрин Ю. Н., Жадкевич М. Л. Плазменные упрочняю-
щие технологии. — Киев: Наук. думка, 2008. — 218 с.
19. Сузуки Х. О пределе текучести поликристаллических ме-
таллов и сплавов // Структура и механические свойства
металлов. — М.: Металлургия, 1967. — С. 255–260.
20. Эшби И. Ф. О напряжении Орованна // Физика прочнос-
ти и пластичности. — М.: Металлургия, 1972. — С. 88–
107.
21. Гольдштейн М. И., Литвинов В. С., Бронфин Б. М. Ме-
таллофизика высокопрочных сплавов. — М.: Металлур-
гия, 1986. — 307 с.
22. Конрад Г. Модель деформационного упрочнения для
объяснения влияния величины зерна на напряжение те-
чения металлов // Сверхмелкое зерно в металлах / Под
ред. Л. К. Гордиенко. — М.: Металлургия, 1973. —
С. 206–219.
23. Армстронг Р. В. Прочностные свойства металлов со
сверхмелким зерном // Там же. — М.: Металлургия,
1973. — С. 11–40.
24. Petch N. J. The cleavage strength of polycrystalline // J. Iron
and Steel Inst. — 1953. — 173, № 1. — P. 25–28.
25. Orowan E. Dislocation in metals. — New York: AIME,
1954. — 103 p.
26. Ashby M. F. Mechanisms of deformation and fracture // Adv.
Appl. Mech. — 1983. — 23. — P. 118–177.
27. Келли А., Николсон Р. Дисперсное твердение. — М.: Ме-
таллургия, 1966. — 187 с.
28. Ebelling R., Ashby M. F. Yielding and flow of two phase
copper alloys // Phil. Mag. — 1966. — 13, № 7. — P. 805–
809.
29. Романив О. Н. Вязкость разрушения конструкционных
сталей. — М.: Металлургия, 1979. — 176 с.
30. Дислокационные-дисклинационные субструктуры и уп-
рочнения / Н. А. Конева, Д. В. Лычагин, Л. А. Теплякова,
Э. В. Козлов // Теоретическое и экспериментальное
исследование дисклинаций. — Л.: Изд-во ЛФТИ, 1986.
— С. 116–126.
31. Conrad H. Effect of grain size on the lower yield and flow
stress of iron and steel // Acta met. — 1963. — 11. — P. 75–77.
Поступила в редакцию 06.06.2013
12/2013 23
|
| id | nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-103144 |
| institution | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| language | Russian |
| last_indexed | 2025-12-07T18:40:21Z |
| publishDate | 2013 |
| publisher | Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України |
| record_format | dspace |
| spelling | Маркашова, Л.И. Тюрин, Ю.Н. Колисниченко, О.В. Валевич, М.Л. Богачев, Д.Г. 2016-06-14T11:11:21Z 2016-06-14T11:11:21Z 2013 Влияние структурных параметровна механические свойства стали Р6М5 в условиях упрочняющей поверхностной обработки
 / Л.И. Маркашова, Ю.Н. Тюрин, О.В. Колисниченко, М.Л. Валевич, Д.Г. Богачев // Автоматическая сварка. — 2013. — № 12 (727). — С. 18-23. — Бібліогр.: 31 назв. — рос. https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/103144 621.794/.795:620.17 Работа посвящена исследованию структурно-фазовых изменений в поверхностных слоях быстрорежущей стали
 Р6М5 после упрочняющей импульсно-плазменной поверхностной обработки на различных режимах и влияния
 параметров формирующихся структур на эксплуатационные свойства инструмента. В результате комплексных
 исследований и расчетно-аналитического прогнозирования свойств прочности, коэффициента вязкости разрушения
 и трещиностойкости поверхностей, упрочненных на различных технологических режимах, установлено, что оптимальные свойства поверхностных слоев обеспечиваются при рекомендуемых режимах импульсно-плазменной поверхностной обработки, повышающих общий уровень прочности на 25 % по сравнению с основным металлом за
 счет измельчения зеренной структуры (в 1,5…2 раза), увеличения вклада субструктурного, зеренного, дислокационного и дисперсионного механизмов упрочнения. При этом уровень локальных внутренних напряжений в
 обработанном слое составляет ~0,018…0,44 от теоретической прочности материала, что не представляет опасности
 трещинообразования из-за отсутствия резких градиентов по внутренним напряжениям и равномерно повышенной
 плотности дислокаций (10¹¹…2⋅10¹¹см⁻²) по сравнению с основным металлом. Показано, что при существенном
 упрочнении обработанных слоев быстрорежущей стали значение коэффициента вязкости разрушения на 15 %
 выше по сравнению с основным металлом. Таким образом, применение рекомендуемых режимов импульсно-плазменной поверхностной обработки приводит к модифицированию структурно-фазового состояния поверхностного
 слоя и повышению его механических свойств. ru Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України Автоматическая сварка Научно-технический раздел Влияние структурных параметров на механические свойства стали Р6М5 в условиях упрочняющей поверхностной обработки Effect of structure parameters on mechanical properties of steel R6M5 under conditions of strengthening surface treatment Article published earlier |
| spellingShingle | Влияние структурных параметров на механические свойства стали Р6М5 в условиях упрочняющей поверхностной обработки Маркашова, Л.И. Тюрин, Ю.Н. Колисниченко, О.В. Валевич, М.Л. Богачев, Д.Г. Научно-технический раздел |
| title | Влияние структурных параметров на механические свойства стали Р6М5 в условиях упрочняющей поверхностной обработки |
| title_alt | Effect of structure parameters on mechanical properties of steel R6M5 under conditions of strengthening surface treatment |
| title_full | Влияние структурных параметров на механические свойства стали Р6М5 в условиях упрочняющей поверхностной обработки |
| title_fullStr | Влияние структурных параметров на механические свойства стали Р6М5 в условиях упрочняющей поверхностной обработки |
| title_full_unstemmed | Влияние структурных параметров на механические свойства стали Р6М5 в условиях упрочняющей поверхностной обработки |
| title_short | Влияние структурных параметров на механические свойства стали Р6М5 в условиях упрочняющей поверхностной обработки |
| title_sort | влияние структурных параметров на механические свойства стали р6м5 в условиях упрочняющей поверхностной обработки |
| topic | Научно-технический раздел |
| topic_facet | Научно-технический раздел |
| url | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/103144 |
| work_keys_str_mv | AT markašovali vliâniestrukturnyhparametrovnamehaničeskiesvoistvastalir6m5vusloviâhupročnâûŝeipoverhnostnoiobrabotki AT tûrinûn vliâniestrukturnyhparametrovnamehaničeskiesvoistvastalir6m5vusloviâhupročnâûŝeipoverhnostnoiobrabotki AT kolisničenkoov vliâniestrukturnyhparametrovnamehaničeskiesvoistvastalir6m5vusloviâhupročnâûŝeipoverhnostnoiobrabotki AT valevičml vliâniestrukturnyhparametrovnamehaničeskiesvoistvastalir6m5vusloviâhupročnâûŝeipoverhnostnoiobrabotki AT bogačevdg vliâniestrukturnyhparametrovnamehaničeskiesvoistvastalir6m5vusloviâhupročnâûŝeipoverhnostnoiobrabotki AT markašovali effectofstructureparametersonmechanicalpropertiesofsteelr6m5underconditionsofstrengtheningsurfacetreatment AT tûrinûn effectofstructureparametersonmechanicalpropertiesofsteelr6m5underconditionsofstrengtheningsurfacetreatment AT kolisničenkoov effectofstructureparametersonmechanicalpropertiesofsteelr6m5underconditionsofstrengtheningsurfacetreatment AT valevičml effectofstructureparametersonmechanicalpropertiesofsteelr6m5underconditionsofstrengtheningsurfacetreatment AT bogačevdg effectofstructureparametersonmechanicalpropertiesofsteelr6m5underconditionsofstrengtheningsurfacetreatment |