автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Создание низколегированной быстрорежущей стали высокой теплостойкости



московский гос: 1арственнь;й ^али

автомобильно-дорожный институт -

(технический университет)

гз од

V i- ij J

На правах рукописи

ОНЕГИНА АЛЛА КОНСТАНТИНОВНА

СОЗДАНИЕ НИЗКОЛЕГИРОВАННОЙ БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ ВЫСОКОЙ ТЕПЛОСТОЙКОСТИ

05.02.01 — Материаловедение в машиностроении (промышленность)

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

L

МОСКВА 1996

Работа выполнена на кафедре металловедения Московского государственного технологического университета "Станкин".

Научный руководитель - доктор технических наук, профессор

Кремнев Л. С.

Официальные оппоненты - доктор технических наук, профессор

Зикеев В.Н.

кандидат технических наук, доцент •■ - Зуев В.М:

Ведущая организация - Акционерное общество "Московский

инструментальный завод"

,4 т

Зашита состоится " " с&дуэ/п¿з- 1996 г. в /1 часов на заседании диссертационного совета Д 053.30.03 при Московском государственном автомобильно-дорожном институте (техническом университете) по адресу: 125829. Москва, ГСП-47, Ленинградский проспект, д. 64, в ауд. 42.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке института.

Отзывы на автореферат в двух экземплярах с подписью, заверенной печатью организации, просим направить в адрес специализированного совета.

Телефон для справок: 155-01-59, 155-03-28

Автореферат разослан " ^ " ^£¿£¡¿¿«=«±<1996 г.

Ученый секретарь диссертационного • совета кандидат технических наук, доцент

М. А. Потапов

Общая характеристика работы.

Актуальность проблемы. Настоящая работа посвящена разработке на основе научной концепции состава низколегированной быстрорежущей стали, превосходящей по свойствам широко применяемую в промышленности высоколегированную сталь Р6М5.

Данная проблема актуальна, поскольку известные к настоящему времени низколегированные быстрорежущие стали, за исключением стали 11М5Ф, могут быть использованы взамен стали Р6М5 весьма ограниченно из-за присущих им недостатков: невысокой твердости и теплостойкости, значительной разнозернистости. узкого интервала закалочных температур, плохой шлифуемости, склонности к обезуглероживанию и окислению. Вместе с тем. в условиях высокой стоимости- и дефицита легирующих компонентов создание низколегированной стали, которой возможно не только заменить сталь Р6М5, но и повысить стойкость металлорежущих инструментов, становится весьма своевременным.

Объективные предпосылки для создания таких сталей существуют. В МГТУ "Станкин" разработаны безвольфрамовые быстрорежущие стали 11М5Ф и 11М5ФЮ. которые не уступают по своим основным и технологическим свойствам стали Р6М5.

Основные положения, которые были заложены при создании этих сталей, заключаются в том, что сталь, во-первых, должна относиться к заэвтектоидным, а не к ледебуритным. как все известные стали , и содержать, поэтому, только растворимые при закалке карбиды на основе Мо или И; во-вторых, суммарное содержание основных легирующих компонентов должно быть не меньше, чем в твердом растворе закаленной стали Р6М5.

Реализация этих положений позволила авторам при меньшем общем количестве легирующих компонентов в стали достигнуть уровня легированности твердого раствора стали Р6М5.

Низкие закалочные температуры, и, следовательно, сохранение мелкозернистой структуры при закалке, обеспечивались тем, что основным легирующим'компонентом этих сталей был выбран молибден. Карбиды на его основе растворяются при более низких температурах, чем карбиды на основе вольфрама. Высокая твердость и теплостойкость этих сталей и стали Р6М5 обеспечиваются выделением при отпуске большого количества карбидов на основе молибдена и вольфрама М2С, М23С6 и МС (на основе ванадия).

Однако, вторичная твердость и теплостойкость быстрорежущих .сталей определяется не только количеством выделившихся при отпуске" карбидов.' но и их типом. Наиболее устойчивыми против коагуляции при отпуске и, следовательно, обеспечивающими высокую теплостойкость стали, являются карбиды типа М2С и МС, тогда как образование карбидов М23С6 понижает теплостойкость стали вследствие их повышенной склонности к коагуляции.

В связи с этим создание низколегированной быстрорежущей стали, упрочняющейся при отпуске преимущественно карбидами типа М2С. позволит не только достигнуть уровня основных свойств стали Р6М5. но и превзойти его.

Цели исследования:

1) изучение возможности создания низколегированной быстрорежущей стали заэвтектоидного класса, упрочняющейся в процессе дисперсионного твердения карбидами типа МгС и МС;

2) изучение влияния типа упрочняющей фазы на основные свойства низколегированных быстрорежущих сталей;

3) изучение возможности улучшения основных свойств низколегированных быстрорежущих сталей путем повышения температур рекристаллизации твердого раствора.

Научная новизна. Установлена и реализована возможность создания низколегированной быстрорежущей стали, содержащей минимальное количество карбидов эвтектического происхождения и упрочняющейся в процессе дисперсионного твердения за счет выделения в основном карбидов МгС.

Максимально возможное приближение химического состава стали к заэвтектоидному позволило при меньшем общем количестве легирующих компонентов получить более высокий уровень легирован-ности твердого раствора после закалки, чем в стали Р6М5. Это обеспечило выделение увеличенного количества карбидных частиц в процессе отпуска.

Экспериментально показано, что исключение из состава упрочняющих фаз карбидов МгзС6 приводит к повышению теплостойкости стали. Исключение из состава упрочняющих фаз карбидов М23С6 достигнуто в

(Мо.У)Яат.

результате того, что отношение - в твердом растворе

С%ат.

закаленной стали было обеспечено равным 2, т.е. такому же, что и у карбида М2С. Поэтому стали с указанным отношением равным 2, упрочняются карбидами М2С. выделяющимися при отпуске из твердого раствора закаленной стали, а также карбидами МС на основе ванадия, образующихся в небольшом количестве по сравнению с карбидами М2 С.

В работе показано влияние содержания углерода в аусте-ните на растворимость в нем карбидов М6С при нагреве до заданных температур. В малоуглеродистом аустените растворимость карбидов МеС заметно понижена.

Показана эффективность введения алюминия 1%) в низколегированные быстрорежущие стали с 7-7.5% Мо с целью дополни-

тельного повышения основных свойств: твердости и теплостойкости.

Практическая ценность. Разработана низколегированная безвольфрамовая быстрорежущая сталь 11М7Ф. превосходящая по свойствам широко применяемую в промышленности сталь Р6М5. Проведенные испытания показали, что стойкость инструмента из стали 11М7Ф в 3-3.5 раза выше, чем из стали Р6М5.

Апробация работы. Основные результаты работы доложены на:

1) заседании кафедры металловедения и химии МГТУ "Станкин" в 1995 году;

2) заседании кафедры металловедения и термической обработки ТУ МАДИ. По результатам.работы получено три патента. Обьем работы. Диссертация состоит из "Предисловия". 6 глав, "Выводов", "Списка литературы". Изложена на 103 стр.. включает 18 рис. и 35 табл.

Постановка и методика исследования. Стали, выбранные для исследования.

Составы сталей для исследования были выбраны с помощью существующих диаграмм состояния на основании следующих положений:

1) с целью экономии дефицитных легирующих компонентов сталь должна быть заэвтектоидной. а не ледебуритной, т. е. содержать только растворимые при нагреве под закалку карбиды, причем уровень легированности твердого раствора должен быть не ниже, чем в твердом растворе стали Р6М5, т. е. суммарное содержание вольфрама и молибдена в гипотетической стали должно быть не ниже 655.

Такая сталь должна иметь возможно более низкие закалочные температуры для сохранения мелкого аустенитного зерна и. следовательно. для обеспечения высокого уровня механических свойств, поскольку в ее структуре будут отсутствовать нерастворимые эвтектические карбиды;

2) основным легирующим компонентом должен стать молибден, карбиды которого растворяются при более низких температурах закалки. чем карбиды на основе вольфрама;

3)' для повышения основных свойств молибденовой заэвтектоидной стали необходимо выбрать ее состав таким образом, чтобы исключить среди упрочняющих карбидов карбиды М23С6.

Известно, что дисперсные карбиды М2С и 'М23С6. упрочняющие сталь при отпуске, находятся в метастабильном состоянии и с увеличением температуры отпуска превращаются в стабильные карбиды МеС и М23С6. Поэтому выбор составов заэвтектоидной ¿^стро-режущей стали, упрочняемой при отпуске только карбидами МгС, возможно осуществлять по диаграммам равновесного состояния спла-

вов Ре-Мо-С. На этих диаграммах необходимо выбирать те сплавы, в структуре которых присутствуют только карбиды М6С. а карбиды М23С6 отсутствуют. С указанной целью на рис.1 совмещены изотермический разрез (при 20°С) структурной диаграммы состояния сплавов Ре-Мо-С (В.Н.Свечников и Н.С.Алферов) и фазовой диаграммы этих же сплавов (Н.Кгашег).

Поставленным задачам отвечают сплавы, составы которых расположены в окрестности точки пересечения линии КЕ структурной диаграммы; которая отделяет сплавы, не содержащие эвтектику (слева от линии), от ледебуритных сплавов (справа) и луча фазовой диаграммы, на котором расположены сплавы, карбидная фаза которых состоит только из карбидов М6С. Можно видеть, что содержание углерода и молибдена в этих сплавах "должно быть равным 0.5% и 7-8% соответственно.

Фактический химический состав сталей, выбранных для исследования, представлен в таблице 1.

Таблица 1.

Фактический химический состав сталей, выбранных для исследования.

1 I NN I п/п 1 Химический состав. % вес. I

1 С 1 | 1 Мо | 1 Сг | 1 1 1 I I I 1 I V | W | Nb*> I Се*> | Со I S1 | AI | 1 1 1 1 1 т 1

Плавки с пониженным содержанием углерода |

I 1 0.80 6,86 3,81 1.74 0,96 - - - 0,60 - |

1 2 0,80 5, 83 3,76 1.64 0,89 - - - 0.81 -1

Плавки со средним содержанием углерода . |

1 3 0,908 6,99 3,87 1,80 0,87 0,28 0,070 - 0.52 - |

1 4 0,908 5, 95 3,75 1.78 0.90 - 0,070 - 0,75 - |

1 5 0,908 7,30 3,23 1,79 0,98 0,27 0,090 4.86 0,63 - |

1 6 0,, 908 7.16 3.15 1.77 0.96 0,24 0;045 7.93 0.5,1 1

I Плавки с повышенным содержанием углерода 1

1 7 1 1,03 7,15 3,95 1.82 0.98 0,26 0.105 - 0,54 - | 1

Продолжение таблицы 1.

1 8 1.03 5. 85 3.73 1.51 0.89 - 0.080 - 1 0.86 - 1

1 9 1.03 7. 42 3.18 1,83 0. 95 0. 28 0.084 5.00 0.52 - 1

1 ю 1.03 7, 45 3.20 1.79 0. 97 0, 25 0,067 7.91 0.57 - |

1 11 0,95 6. 72 3.32 1.50 1.00 0,15 0.100 - 0.50 0,84|

1Р6М5 0.86 5, 50 3,90 1,80 6. 00 - - - 1

В сталь с алюминием было введено 0.10% кальция. х)Приведены расчетные данные.

Для исследования выбраны три группы сталей - с содержанием углерода 0.75-0.85%; 0,85-0.94%; 0,95-1,03%. Выбор сталей трех групп, в которых содержание углерода изменялось в относительно широких пределах (0,75-1,03%) был сделан в связи с возможными и естественными неточностями в построении использованных диаграмм состояния. Увеличенное содержание углерода по отношению к выбранному по диаграмме (0.5%), рис.1, объясняется тем. что в сталях присутствуют ванадий и ниобий, в труднорасторимых карбидах которых связано значительное количество углерода. Содержание углерода в сталях было установлено из расчета того, что для обеспечения удовлетворительной шлифуемо'сти содержание ванадия в разрабатываемых составах не должно превышать 1,5-1.8%. Для образования в структуре таких сталей карбидов ванадия УС дополнительное содержание углерода должно быть установлено равным 0,3-0,4%.

Поскольку молибденовые стали склонны к окислению, то в исследуемые составы вводили церий (0.2% по расчету) и ниобий в количестве 0,15-0/30%. т.к. известно, что их введение повышает устойчивость стали против окисления. Кроме того, присутствие церия в стали способствует устранению легкоплавкой сульфидной эвтектики на основе молибдена.

Теплостойкость быстрорежущих сталей зависит не только от количества и качества упрочняющих фаз, выделяющихся при отпуске, но и от температуры рекристаллизации твердого раствора. ТемпераТуру рекристаллизации твердых растворов на основе железа повышают такие компоненты,' .как Со и А1-. .. ■ .

Для определения влияния Со и А1 на свойства разрабатываемых сталей были выплавлены составы с содержанием кобальта около 5% и 8%. а таете сплавы, содержащие около алюминия.

В сплавы вводили 0.5-0,8% кремния, способствующего превращению карбида к2С. имеющего пластинчатую форму и снижающего

цс'ГЬПчС)

^С(^М^С)

0 0,1 0,3 0,^0,7^0,9 1,1 1,3 1,5 1,7 1,9 2,1 2,3

---- ___

Рис.1. Изотермический разрез диаграммы состояния сплавов системы Ре-Мо-С при 20°С.

механические характеристики стали, в карбиды МС и М6С зернистого строения. Кроме того, в сталях присутствует вольфрам в количестве 1,0-1.5%; вольфрам в таком количестве неизбежно попадает в молибденовые стали в виде примеси.

Методика исследования. Стали выплавляли в открытой индукционной печи и разливали в металлические изложницы в слитки по 10 кГ каждый. Площадь среднего сечения слитка составляла 6400 мм2. Плавку осуществляли на технически чистых компонентах. Слитки ковали на прутки квадратного сечения 14x14 мм и 20x20 мм. Степень деформации составила в первом случае 97%. а во втором -94%.

Металлографический анализ'проводили на микроскопе "Нео-фот-2" для изучения:

- структуры литых сталей. Исследовали строение эвтектики в зависимости от состава стали при увеличении в 50 и 1000 раз;

- структуры отожженных сталей. Распределение карбидов оценивали по шкале карбидной неоднородности, принятой для быстрорежущих сталей по ГОСТ 19265-73 и по ГОСТ 5950-73 - для заэвтектоидных сталей.

- величины зерна аустенита после закалки образцов с различных температур при увеличении 400 раз в сравнении со стандартной шкалой ГОСТ 19265-73 и ГОСТ 5950-73.

Рентгеноструктурные определения фазового состава сталей в литом, отожженном и закаленном состояниях, объемного количества карбидной фазы (качественно), периода решетки основных карбидов, количества остаточного аустенита, концентрации углерода в мартенсите по асимметрии рентгеновских линий отражения выполняли на установках Дрон-3 и УРС-50ИМ.

Твердость,предел прочности при изгибе и ударную вязкость определяли по обычно принятым методикам. Теплостойкость исследовали при испытаниях по стандартной методике, а также при повышенных (640-700°С) температурах отпуска.

Режущие свойства оценивали по затуплению режущей кромки инструментов в лаборатории стойкостных испытаний НПО "ИНТЕК".

Экспериментальная часть.

1. Литая структура исследованных сталей.

В литой структуре исследованных сталей с повышением концентрации углерода от 0.8 до 1.03% на границах зерен появляется эвтектика на основе карбида М2С веерообразного строения. В сталях с 0,8% углерода эвтектика практически отсутствует. Снижение концентрации молибдена от 8% до 1% также приводит к уменьшению количества эвтектики в литой структуре исследованных сталей. Это полностью соответствует положению экспериментальных составов от-

б)

Г)

Рис.2. Литая структура исследованных" сталей (х400):

а) сталь с 0,80% С;

б) сталь с 0,908% С;

в) сталь с 1,03% С;

г) сталь Р6М5.

носительно линии КЕ на диаграмме состояния сплавов системы Ге-Мо-С. По сравнению со сталью Р6М5 количество эвтектики в изученных сталях значительно меньше и строение ее более тонкое (рис.2).

Эвтектика на основе карбидов М2С является нестабильной и после горячей пластической деформации и отжига распадается на карбиды Мб С и МС.

2. Структура и свойства исследованных сталей после го-

рячей пластической деформации и отжига.

Меньшее количество и более тонкое строение эвтектики исследованных сталей по сравнению со сталью Р6М5 обеспечивает более равномерное распределение карбидов в структуре после горячей пластической деформации и отжига. В сталях даже с повышенной концентрацией углерода (1.03%) балл карбидной неоднородности по ГОСТ 5950-73 оценивается N1. в то время как балл карбидной неоднородности стали Р6М5. выплавленной и подвергнутой горячей пластической деформации в тех же условиях, определяется N 2-3 (рис.3). Введение в стали кобальта ухудшает распределение карбидов в их структуре после горячей пластической деформации и отжига.

По результатам рентгеноструктурного анализа установлено, что фазовый состав исследованных сталей после горячей пластической деформации и отжига представлен карбидами МеС и МС с преобладанием первых независимо от содержания углерода. Следы карбида МгзС6 обнаружены только в сталях с повышенным содержанием углерода; в стали Р6М5 линии рентгеновского отражения карбида МгзС6 значительно сильнее и видны вполне отчетливо. Установлено, что дополнительное легирование сталей кобальтом и алюминием не изменяет их фазовый состав после горячей пластической деформации и отжига, так же, как и уменьшение содержания молибдена от 8% до 1%.

3. Превращения в исследованных сталях в процессе их

термической обработки.

Оптимальные температуры закалки исследованных сталей (на зерно аустенита размера балла N10-9) близки к таковым стали Р6М5. Такие высокие закалочные температуры объясняются пониженной растворимостью карбидов Мб С в условиях дазкоуглеродистого аустенита.

Установлено." что изменение концентрации углерода от 0,8 до 1,03%, молибдена от 7% до 8% . а также дополнительное легирование кобальтом (5% и 8%), и алюминием (-155) не влияет на оптимальные температуры закалки исследованных сталей. Однако, в сталях с пониженной концентрацией углерода (0,8%) , а также молиб-

- XT -

Г)

Рис.3. Структура исследованных сталей после горячей пластической деформации- и .отжига (х100): ■

а) сталь с 0,80% С:

б) сталь с 0.908% С;

в) сталь с 1.03% С:

г) сталь Р6М5.

дена (7%). наблюдается значительная разнозернистость. Это объясняется практически полным растворением при нагреве под закалку карбидов М6С. Очевидно, небольшого количества карбидов МС в этом ,случае недостаточно для эффективного сдерживания роста аустенит-ного зерна при нагреве до столь высоких температур.

В сталях со средним и увеличенным содержанием углерода присутствие небольшого количества очень мелких и равномерно распределенных карбидов М6С. не растворившихся при нагреве под закалку, заметно сдерживает рост аустенитного зерна.

Близкое расположение выбранных составов к линии КЕ диаграммы (рис.1), а также молибденовая основа карбидов М5С позволили при более низком содержании легирующих компонентов достигнуть Повышенного -по сравнению со сталью Р6М5 уровня легированности твердого раствора закаленной стали. Содержание молибдена в твердом растворе стали с 1,03% С в 1,4 раза больше, чем его эквивалентного количества в твердом растворе стали Р6М5. От уровня легированности твердого раствора зависит количество выделившихся карбидов в процессе дисперсионного твердения.

Однако, основные свойства быстрорежущих сталей зависят не только от количества карбидной фазы, но и от ее качества. Тип выделяющейся при отпуске карбидной фазы определяется отношением суммарного количества основных легирующих компонентов (Ю.Мо) и количества углерода в твердом растворе закаленной стали. Если это отношение близко к 2. то в процессе отпуска будут выделяться карбиды М2С, если меньше 2. то в состав упрочняющей фазы будут входить наиболее склонные к коагуляции карбиды М23С6.

Установлено, что в исследованных сталях это отношение равно 2, тогда как у стали Р6М5 оно меньше 2. Это позволило предположить, что в состав упрочняющей фазы исследованных сталей будут входить, в основном, только карбиды М2С в количестве, достаточном для получения высокой вторичной твердости.

Проведенные исследования показали, что вторичная твердость сталей с 1.03% С превышает вторичную твердость стали Р6М5 на 2НКС, а вторичная твердость сталей с пониженным и средним содержанием углерода такая же , как у стали Р6М5. Теплостойкость исследованных сталей с 1,03% углерода заметно выше теплостойкости стали Р6М5 (на 14° С) и составляет 634°С. Следует отметить, что падение твердости при повышенных температурах испытаний ощутимо меньше в исследованных сталях, чем в стали Р6М5. При этом прочность и ударная вяз-.кость'Экспериментальных составов не ниже уровня этих свойств стали Р6М5. ' '

X)

Из сравнения фазовых диаграмм состояния сплавов Ре-Мо-С и ?е-У-с следует, что в этих сплавах, содержащих только карбиды Мб С (Ре4Мо2С и Ге4И2С). 1% вольфрама эквивалентен 0.7% молибдена.

- 14 -

Введение в сталь (1,03%С. 7.5%Мо) кобальта (5 и 8%) повышает вторичную твердость на 1-2Н1?С. а теплостойкость на 2 и 4°С соответственно. Однако, вследствие ухудшения карбидной неоднородности предел прочности этих сталей понижается на 10%. а ударная вязкость - на 30%.

Введение алюминия (-1%) в сталь с 1,03%С и 7,5% Мо оказывает наиболее существенное влияние на ее теплостойкость. Она повышается на 9°С и достигает 643°С. При этом прочность и ударная вязкость стали не снижаются. Это позволило сделать вывод о предпочтительности легирования быстрорежущих сталей алюминием по сравнению с кобальтом для повышения их теплостойкости.

4. Технологические свойства исследованных сталей.

В работе исследовали наиболее важные технологические свойства быстрорежущих сталей - интервал закалочных температур и шлифуемость. Нижнюю границу интервала закалочных температур выбирали по достаточному уровню теплостойкости -59НИСЭ при испытаниях по стандартной методике.а верхнюю - по уровню прочности, которая должна быть не менее 3000 МПа. При этом вторичная твердость стали должна быть не менее 64-65 НЯСЭ. а аустенитное зерно оставаться не крупнее N10-9.

Установлено, что сталь с концентрацией углерода 0,908% имеет достаточную теплостойкость и сравнительно мелкое зерно при нагреве под закалку до температур 1200-1220°С. При этом ее вторичная твердость составляет 65-65,5 Ш?СЭ.

Увеличение содержания углерода в стали до 1.03% позволяет расширить интервал закалочных температур до 1170-1220°С. Вторичная твердость этой стали при нагреве под закалку в указанном интервале температур достигает 65,5-67ЖСэ. Таким образом, интервал закалочных температур стали с 1,03% С составляет 50°С, а интервал закалочных температур стали Р6М5 - 20°С.

Шлифуемость сталей оценивали по количеству карбидов типа МС в их структуре после горячей пластической деформации и отжига, а также после закалки по сравнению со сталью Р6М5. Исходя из соотношения карбидных Фаз МС и М<;С в отожженном состоянии исследованных составов, а также учитывая малую степень растворимости карбида МС при нагреве под закалку, был сделан вывод о том. что их шлифуемость не хуже шлифуемости стали Р6М5.

5. Стойкостные' испытания". Экономическая эффектив-

ность от применения разработанных сталей.

Сравнительные стойкостные испытания проводили в НПО "ИН-ТЕК" при точении стали 45 с твердостью 200 НВ по следующим режимам: \/-90м/мин.: Б-0,17мм/об.; г=0.5мм. Испытания показали, что

стойкость резцовых пластин из стали с 1.63%С и 7.5%Мо в 3-3,5 раза превышает стойкость пластин из стали Р6М5.

Экономическая эффективность от применения стали 11М7Ф

вместо стали Р6М5 определяется снижением стоимости стали и увеличением стойкости инструмента.

Выводы:

1.Теоретически разработана концепция' создания назколегированной быстрорежущей стали с более высоким, чем в стали Р6М5 . уровнем основных свойств.

2.На основе разработанной концепции создана низколегированная быстрорежущая - сталь 11М7Ф (0.95-1.05%С; 7-7.3%Мо; <Ш; 2-4%Сг: 1,5-1. 8ХУ; 0,5-0.75%51; 0.15-0, ЗШЬ; 0,15-0,30%Се). превосходящая по уровню вторичной твердости и теплостойкости сталь Р6М5. После термической обработки по оптимальным режимам (закалка 1220°С, отпуск 560°С, трижды по 1 часу) сталь 11М7Ф имеет следующие свойства в сравнении со сталью Р6М5:

1 I Сталь I 1 1 Вторичная 1 Теплостой- 1 1 Св. изг.. ' 1 КС. [

1 тв.. Ш?СЭ 1 кость, °С 1 МПа I 1 Мдж/мг |

1 11М7Ф 1 1 67 1 634 I 1 3100 | 1 0.24 |

I Р6М5 | 1 1 65 620 I | I 3100 | 1 0.25 |

3.Химический состав разработанной стали близок к заэвтектоидно-му. что обеспечило более высокий, чем в стали Р6М5, уровень легированности твердого раствора после закалки.

4.Реализация отношения основных легирующих компонентов и углерода (в % ат.) в твердом растворе закаленной стали близкое к 2 позволило исключить из состава упрочняющих фаз наименее устойчивые к коагуляции карбиды МгзС6. Разработанная сталь упрочняется в процессе дисперсионного твердения только карбидами М2С и НС, что позволило получить более высокую, чем у стали Р6М5 теплостойкость.

5.Подтверждена целесообразность введения в состав низколегированных быстрорежущих сталей алюминия в количестве 1% с целью дополнительного повышения их теплостойкости.

6.'Сталь ИМ7Ф отличается высокими технологическими свойствами: широким интервалом закалочных температур (50°С), пониженной карбидной неоднородностью, достаточно хорошей шлифуемостью.

7.Проведенные стойкостные испытания показали, что стойкость резцовых пластин из стали 11М7Ф в 3-3,5 раза превышают стойкость пластин из стали Р6М5.

8.Экономическая эффективность от применения стали 11М7Ф взамен стали Р6М5 определяется снижением стоимости стали и повышением стойкости инструмента.

9.По результатам работы получено 3 патента.

Основное содержание диссертации отражено в следующих работах.

1. Л.С. Кремнев, A.M. Адаскин, А.К. Онегина. Г.А. Иоффе, Ю.Я. Захаров и Ф. С'. Штейн. Способ термической обработки инструмента из быстрорежущей стали. Патент N 1797626.

2. Л. С. Кремнев, Т. Г. Сагадеева, А. К. Онегина. Инструментальная сталь. Положительное решение о выдаче патента на изобретение по заявке N 92004113/02 (049613).

3. Л.С. Кремнев, А. К. Онегина. Т.Г. Сагадеева. Инструментальная сталь. Положительное решение о выдаче патента на изобретение по заявке К 92004115/02 (049613).