автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Разработка структурно-термомеханических моделей пластичности и прочности стали Р6М5 для ресурсосберегающего изотермического и сверхпластического деформирования

На правах рукописи Черных Дм игрий Петрович

РАЗРАБОТКА СТРУКТУРНО-ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКИХМОДЕЛЕЙ ПЛАСТИЧНОСТИ И ПРОЧНОСТИ СТАЛИ Р6М5 ДЛЯ РЕСУРСОСБЕРЕГАЮЩЕГО ИЗОТЕРМИЧЕСКОГО И СВЕРХПЛАСТИЧЕСКОГО ДЕФОРМИРОВАНИЯ

Специальность: 05.16.01 - «Металловедение и термическая обработка

металлов»

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Тула 2006

Работа выполнена на кафедре «Физика металлов и материаловедение» в ГОУ ВПО «Тульский государственный университет»

Научный руководитель: доктор технических наук, профессор

Гвоздев Александр Евгеньевич

Официальные оппоненты: доктор технических наук, профессор

Сергеев Николай Николаевич кандидат технических наук Илюшин Виктор Васильевич

Ведущая организация: научно-производственное предприятие «Вулкан-ТМ».

Защита состоится «26» декабря 2006 г. в 14-00 ч на заседании диссертационного совета Д 212.271.03 при ГОУ ВПО Тульском государственном университете по адресу: 300600, г. Тула, ГСП, проспект Ленина, 92, корпус 9, аудитория 101.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Тульского государственного университета.

Автореферат разослан « 24 » ноября 2006 г.

Ученый секретарь л. .

диссертационного совета И.В. Тихонова

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Широкое применение вольфрамомолибденовых быстрорежущих сталей (БРС) типа Р6М5 традиционного металлургического передела в промышленности сдерживается дефицитом дорогостоящих легирующих элементов, таких как вольфрам, молибден, ванадий, хром и сложностью изготовления металлорежущего инструмента из этих сталей методами обработки металлов давлением. Поэтому проблема экономии БРС, энергетических и материальных ресурсов, затраченных на производство заготовок и изделий из них, актуальна.

Один из путей решения этой проблемы - использование эффекта сверхпластичности (СП) БРС. Установление закономерностей развития СП и разработка ресурсосберегающих технологий обработки БРС возможно на основе моделирования явления сверхпластичности БРС.

В настоящее время различными научными школами получено большое число реологических и физических моделей, которые можно разделить на несколько групп.

К первой группе относятся флуктационные и использующие термодинамику «малых» дисперсных систем модели. Они были выведены Я. И. Френкелем, К. П. Гуровым, А. С. Тихоновым и М. X. Шоршоровым для изотермической СП вблизи температур фазовых превращений. Температура сверхпластичности, согласно этим моделям, лежит несколько ниже температуры фазового превращения.

Вторую группу образуют модели, основанные на рассмотрении СПД как процесса вакансионной и дислокационной ползучести и межзеренного проскальзывания. В построении моделей существенный вклад внесли как российские (О. А. Кабышев, Н. Н. Холин, Р. И. Нигматулин, М. X Шоршоров и др.), так и зарубежные (Бекофен, Эшби, Рейдж, Шерби, Вералл и др.) ученые. Наиболее адекватными являются модели зернограничного скольжения с соответствующими аккомодационными процессами. Модели, описывающие зависимость напряжение течения от скорости деформации, предполагают существование нескольких механизмов деформации. К таким моделям относится, например, предложенная О. М. Смирновым реологическая модель упруго-вязко-пластической среды.

К третьей группе относятся модели, математическое описание которых сводится к формированию соответствующих систем уравнений связи между компонентами напряжений и деформации в элементах модели. Углубление представлений о природе неупругой деформации различных материалов и учет большого количества факторов, влияющих на их свойства, приводит к существенному усложнению существующих моделей и затрудняет выработку общих подходов к их численной реализации и комплексному применению в прикладных задачах механики.

Анализ существующих моделей показал, что оценивать параметры сверхпластической деформации по физическим и реологическим моделям сложно вследствие приближенного характера и присутствия в них трудно

определяемых физических величин и эмпирических коэффициентов. Кроме того, они не учитывают влияние дисперсности исходной структуры материала, значимость вклада которой в проявление эффекта СП была отмечена предыдущими исследователями; не дают количественной связи критериев эффекта СП с условиями его проявления. Поэтому актуальной задачей является построение структурно-термомеханических моделей описывающих влияние температуры, скорости деформации и параметров исходной структуры материала (размера карбидных частиц) на критерии сверхпластического течения (сопротивление деформированию и пластичность).

Работа выполнена по приоритетным направлениям развития науки, технологий и техники РФ (энергосберегающие технологии, производственные технологии, экология и рациональное природопользование) при выполнении госбюджетных НИР: № 54-01 «Разработка ресурсосберегающих процессов формоизменения заготовок при изотермическом нагружении на основе моделирования и оптимизации структуры и свойств материалов», № 41-06 «Разработка структурно -термомеханических моделей для ресурсосберегающего деформирования гетерофазных сталей» и проекта РНП 3.1.1.8498 «Новые технологии организации и планирования эффективного учебного процесса в высшей школе» по целевой программе «Развитие научного потенциала высшей школы (2006-2008 годы)» в Тульском государственном университете, в базовой лаборатории ИМЕТ им. A.A. Байкова РАН «Новые процессы формоизменения металлических материалов специального назначения» при ТулГУ и в лаборатории перспективных материалов, технологий и изделий Тульского научно - технологического парка.

Цель работы: разработка и анализ структурно — термомеханических моделей пластичности и прочности стали Р6М5 для оптимизации режимов сверхпластического и изотермического деформирования.

Автор защищает:

1. Комплексную методику математического моделирования механических свойств при деформировании стали Р6М5 в температурно-скоростных режимах проявления эффекта СП, а также исследования влияния сверхпластического деформирования (СПД) на фазовый состав и структуру БРС.

2. Разработанные структурно - термомеханические модели пластичности и прочности стали Р6М5 для растяжения и осадки.

3. Установленные закономерности изменения пластичности и прочности стали Р6М5 от температуры, скорости деформации и структурного фактора при растяжении и осадке.

4. Механизм структурообразования стали Р6М5 в условиях СП.

5. Оптимальные режимы деформирования и технологические рекомендации для ресурсосберегающей обработки заготовок из стали Р6М5.

Методика исследований заключалась в использовании планирования многофакторного эксперимента и моделирования эффекта СП с проведением высокотемпературных механических испытаний, дилатометрического анализа, количественной металлографии, дифференциального термического анализа, рентгеноструктурного фазового анализа, электронной микроскопии, электронной фракгографии, а также математической статистики при обработке результатов.

Достоверность полученных положений, выводов и рекомендаций подтверждена использованием современных методов физико-химического анализа структуры и свойств материала, а также адекватностью полученных моделей экспериментальным данным.

Научная новизна

1. Разработаны структурно — термомеханические модели стали Р6М5 в виде полиномов третьего порядка, описывающие влияние температуры (от 750 до 850 °С), скорости деформации (от 0, 0002 до 0,026 с"1) и дисперсности структуры (среднего диаметра карбидных выделений d от 1 до 4 мкм), а также эффектов их парного взаимодействия на прочность и пластичность БРС при растяжении и осадке.

2. Установлено влияние дисперсности карбидной фазы в исходной структуре в критерии СП течения БРС Р6М5. Увеличение дисперсности карбидной фазы от 4 до 1 мкм не приводит к повышению сопротивления деформированию при растяжении и осадке выше предельных значений, соответствующих состоянию СП БРС, при значимом увеличении пластичности.

3. Выявлены основные структурные и фазовые изменения в результате СПД, связанные с повышением дисперсности структуры стали Р6М5 за счет развития процессов частичного растворения сложных карбидов, измельчения и сфероидизации карбидной фазы.

4. Предложен механизм структурообразования стали Р6М5 при СПД, заключающийся в обратимом протекании процесса эвтектоидного превращения ниже равновесной температуры: прямое фазовое превращении инициируется за счет влияния энергии деформации, а обратное - за счет развития процессов рекристаллизации, образовавшихся областей аустенита.

Практическое значение работы.

1. На основе установленных закономерностей изменения механических свойств БРС с различной исходной дисперсностью структуры в температурно-скоросгном поле с использованием методов одноцелевого программирования, предложен подход для определения рациональных областей обработки стали Р6М5

2. Рассчитаны количественные значения пластичности и прочности стали Р6М5 при различных схемах напряженного состояния, которые могут служить основой для оптимизации режимов ресурсосберегающих технологий производства металлорежущего инструмента.

3. Разработан способ получения дисковых резцов ступенчатой формы из стали Р6М5, который позволяет повысить коэффициент использования

металла до 0,8, увеличить предел прочности резцов на изгиб на 25-35 %, а стойкость инструмента в 1,7-2,1 раза (подтверждено соответствующими документами), что позволяет отнести его к малоотходным, ресурсосберегающим технологиям рационального природопользования.

Реализация результатов работы.

Предложенная комплексная методика исследования процессов поведения стали Р6М5 с различной исходной структурой в температурных, скоростных и силовых полях, созданная для обоснования ресурсосберегающих технологий производства заготовок металлорежущего инструмента использована в Тульском артиллерийском инженерном институте, г. Тула, на Тульском патронном заводе, г. Тула, на ОАО «Щегловский вал», г. Тула при разработке конкурентоспособной продукции и создании прогрессивных технологий, что подтверждено актами внедрения и заключениями, выданными вышеперечисленными предприятиями.

Апробация работы. Основные результаты диссертации доложены и обсуждены на международной научно - практической конференции «Структурная релаксация в твердых телах», Винница, 2003; на XXI Международной конференции «Нелинейные процессы в твердых телах», Воронеж, 2004; на 15 научно - технической конференции Тульского артиллерийского инженерного института, Тула, 2005; на 41 и 42 научно — практических конференциях профессорско-преподавательского состава Тульского государственного университета (2004-2005 г.г.).

Публикации. Материалы проведенных исследований отражены в 12 печатных работах.

СТРУКТУРА И ОБЪЕМ ДИССЕРТАЦИИ

Диссертационная работа состоит из введения, пяти глав, общих выводов, библиографического списка и приложения, изложенных на 163 страницах машинописного текста, включающих 48 рисунков, 11 таблиц и 93 наименования библиографических источников.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность выбранной темы диссертации, сформулирована цель и дана общая характеристика работы.

В первой главе рассмотрены признаки, типы и критерии эффекта сверхпластичности при изотермическом деформировании, закономерности его развития и условия проявления. Представлены основные соотношения и модели сверхпластичности. Изложены физическая природа и механизмы сверхпластичного течения, а также практическое применение эффекта БРС.

Под сверхпластичностью понимают способность металлических материалов испытывать аномально большую равномерную пластическую деформацию при внешних термомеханических воздействиях. Одним из общих условий проявления сверхпластического течения является

одновременное осуществление структурного (или фазового) превращения и пластической деформации в гетерофазном сплаве, что предполагает обязательное пересыщение металлического материала дефектами кристаллического строения.

В исследование эффекта СП значительный вклад внесли A.A. Бочвар, М.Х. Шоршоров, К.П. Гуров, A.C. Тихонов, A.A. Пресняков, О.М. Смирнов, Я.М. Охрименко, И.И. Новиков, O.A. Кайбышев, Р.З. Валиев, P.A. Васин, A.C. Базык, М.В. Грабский, Э.С. Макаров, В.А. Бэкофен и др.

С появлением и внедрением технологий производства изделий из труднодеформируемых сложнолегированных БРС типа Р6М5 интерес к изучению явления сверхпластичности резко возрос, что обусловлено необходимостью экономии дорогостоящих легирующих элементов, входящих в состав стали, таких как вольфрам, молибден, хром, ванадий.

Анализ состояния проблемы показывает, что на сегодняшний день нет должного объяснения целому ряду теоретических и экспериментальных вопросов, связанных с явлением СП БРС. Недостаточно сведений о поведении БРС в температурно-скоростных полях при различных силовых воздействиях, а также информации о влиянии СПД на структуру и процессы аккомодации зерен при деформировании БРС в экстремальных условиях. Не изучено влияние дисперсности карбидной фазы на характеристики пластического течения, не полно раскрыты вопросы рационального использования эффекта СП для производства заготовок режущего инструмента различной формы, не разработана универсальная методика исследования процессов изотермического формоизменения БРС.

На основании вышеизложенного, в исследовании поставлены следующие задачи:

- обосновать выбор стали Р6М5 в качестве объекта исследования;

- развить комплексную методику исследования выбранного объекта на сверхпластичность и изотермическое деформирование с использованием моделирования эффекта СП;

- построить структурно-термомеханические модели, связывающие пластичность и прочность с температурой, скоростью деформации и дисперсностью структуры;

- установить закономерности изменения прочности и пластичности стали Р6М5 в температурно-скоростных полях с различной дисперсностью структуры и определить оптимальные режимы ресурсосберегающего деформирования;

рассмотреть физическую природу сверхпластического деформирования и обосновать механизм структурообразования стали Р6М5 в условиях сверхпластичности;

- разработать способ получения заготовок дисковых резцов из стали Р6М5 в условиях сверхпластичности.

Во второй главе описана методика механических испытаний, включающая планирование эксперимента и регрессионный анализ полученных результатов. Обоснован выбор объекта исследования, представлены результаты основных исследований физико-механических свойств, структуры и фазового состава исследуемой стали.

В качестве объекта исследования взята БРС Р6М5 как наиболее широко используемый материал для изготовления металлорежущего инструмента. В исходном состоянии структура стали Р6М5 представляет собой диспергированную смесь легированного феррита и карбидов различных типов. Фазовый состав стали близок к эвтектоидному, что обеспечивает максимальную поверхность раздела фаз и способствует более полному проявлению эффекта СП.

Проведено обоснование выбранной методики моделирования эффекта СП. Факторы, определяющие процесс сверхпластической деформации при растяжении и осадке, поделены на варьируемые и неварьируемые. Неварьируемые факторы - химический и фазовый составы образца, тип СП. К варьируемым факторам отнесены температура Т (интервал исследования от 750 до 850 °С), скорость деформации ё (варьировали в пределах от 0,0002 до 0,026 с"1) и дисперсность структуры (средний диаметр карбидных частиц составлял 1, 2,5 и 4 мкм в каждой исследуемой партии образцов).

Изготовлено экспериментальное оборудование для изотермического деформирования. Исследовали образцы из стали Р6М5 в состоянии после отжига с различной дисперсностью карбидной фазы, которое формировалось термомеханической обработкой с использованием поперечно-винтовой прокатки и термоциклической вакуумной обработки. Для , уменьшения степени обезуглераживания и окисления перед нагревом на поверхность образцов при проведении термомеханических испытаний наносили защитное покрытие из смеси жидкого стекла и графита.

Эксперименты проводили по D - оптимальным планам с использованием математического моделирования и статистической обработки экспериментальных данных.

В третьей главе представлены уравнения полученных структурно-термомеханических моделей сопротивления деформации а и относительного сужения V)/ стали Р6М5, проведена их оптимизация. Установлены закономерности изменения ст, ц/ исследуемой стали с различной дисперсностью структуры в температурно-скоростном поле.

Для растяжения:

"Р=93,93+5,83х,+3,31 х2-1,04х3+3,24х!Х2-4,19x^3+0,23х2х3- 12,78х,2-7,00х22--7,58х13+1,70х12х2-4,17х1х25-3,78х23-5,84х12хз+1,59х1х2хз+2,50х22хз.

о= 110,08-10,34xi+3,04x2-3,91х3-4,15xix2+2,10х]хз-14,28х2х3+59,99х12+15,75х22-6,68х,3+23,61х12х2+5,65х1х22+52,08х23-18,95х12хз+4,76х1х2хз-10,40х22хз.

Для осадки:

о=168,59-28,20x1+62,00x2-24,74х3+1,ЗЗх1х2+2,8ОХ1Х3-14,88х2хз+36,б5х12+4!11х22+6,30х,3+7,66х12х2+4,75х1х22+20,97х23-1 ,52Х12Хз+4,59Х1Х2ХЗ+3,84Х22ХЗ>

Г-800 _

где, Х[ - кодовое значение температуры; х, = ———, где Т — температура, °С;

& ё+ 2,667

х2 - кодовое значение скорости деформации; х, = —-, где

1,287

ё - скорость деформации, с"1;

<Х -2,5

х3 - кодовое значение показателя структуры, х}=———, где d -

средний диаметр карбидных выделений, мкм.

Зависимости сопротивления деформированию и относительного сужения стали Р6М5 представлены на рисунках 1.. .3.

280

240

С 200 2

о'160 120

80

740 760 780 800 820 840 860 Температура,0 С

Рисунок 1 - Зависимости сопротивления стали Р6М5 деформированию о при растяжении от температуры Т и скорости деформации е (• - ё = 2,0'ЮЛ;"1; О - б =2,3»10'3с"1; ® - 6 = 2,6« 10"2с ), при среднем размере карбидов (1=1 мкм

Установлено, что при всех исследованных скоростях деформации сопротивление деформированию при растяжении стали Р6М5 с повышением температуры снижается, достигает минимума, а затем возрастает. При среднем диаметре карбидов 1мкм минимум сопротивления деформированию Omin и 90 МПа соответствует температуре 800 °С, находящейся ниже равновесной температуры фазового перехода Aci (830-840 °С) (рисунок 1). При d равном 2,5 и 4 мкм поведение кривых аналогичное. Необходимо отметить, что om¡n при скорости деформации 2.010V с увеличением d от 1 до 4 мкм практически не изменяется и составляет порядка 90 МПа. При скорости деформации 2,3 10'3 с"1 amin, с тем же изменением d, уменьшается от 113 до 106 МПа, то есть на 7 %. При скорости деформации 2,6 10"2 с"1 cmin изменяется от 171 до 127 МПа (уменьшается на 26 %).

Графические зависимости изменения а при осадке стали Р6М5 подобны таковым по характеру изменения при растяжении (рисунок 2). При значениях d равных 1, 2,5 и 4 мкм Onün изменяется от 261 до 196 МПа, от 188 до 141 МПа, от 118 до 97 МПа при скоростях деформации 2,610'2 с"1, 2,3 10'3 с'1 и 2,0 Ю^с"1 соответственно.

Смещение температурного минимума сопротивления деформированию стали Р6М5 TCmin=810 °С в область высоких температур обусловлено схемой напряженного состояния.

350,

-H

— m ь 260,8

— 1

—

—

840

860

740 760 780 800 820 Температура," С

Рисунок 2 - Зависимости сопротивления стали Р6М5 деформированию о при осадке от температуры Т и скорости деформации ё (• - ё = 2,0« Ю^с"1; О - 6 =2,3 «10"3с'1; ® - ё = 2,6« 10"V1), при среднем размере карбидов <1= 1 мкм

Выявлено, что при всех скоростях деформации положение температуры максимума пластичности не изменяется (рисунок 3). Значения температур, соответствующих максимуму пластичности, при изменении дисперсности карбидной фазы лежат в диапазоне 800 - 820 °С.

Рисунок 3 - Зависимости относительного сужения \|/ стали Р6М5 при растяжении от температуры Т и скорости деформации ё (• - ё = 2,0,10"4с"1; О - ё =2,3»10'3с"1; © - ё = 2,6,10"2с'1), при среднем размере карбидов с1 = 1 мкм

Оптимальные значения пластичности у/ и прочности а стали Р6М5 определяли по экстремальным значениям, полученным при растяжении и

осадке образцов с различной дисперсностью структуры в температурно-скоростном поле. Установлено, что с повышением дисперсности структуры пластичность достигает наибольших значений порядка 98 % (рисунок 3).

Симплекс - методом проведена оптимизация структурно-термомеханических моделей пластичности (относительного сужения) и технологической прочности (сопротивления деформированию) стали Р6М5 для растяжения. Однокритериальные задачи нелинейного программирования решали в нескольких постановках, отличающихся ограничениями, задаваемыми на величину относительного сужения, температуру и скорость деформации, а также размеры карбидных частиц. Полученные результаты свидетельствуют о невозможности одновременного достижения высоких значений относительного сужения и минимального уровня технологической прочности.

Выявлена роль карбидных частиц в проявлении эффектов сверхпластичности и повышенной пластичности.

На рисунке 4 представлена зависимость влияния размера карбидных частиц на минимальное значение температуры деформирования, необходимой для получения относительного сужения у = 95 %.

Рисунок 4 - Зависимость минимального значения температуры Т сверхпластического деформирования от размера карбидных частиц для заданного уровня пластичности у = 95 %

Приведенная на рисунке 4 зависимость показывает, что в БРС происходит измельчение карбидных частиц в процессе СПД, а также присутствие дисперсных карбидных частиц нанометрового диапазона и их влияние на формирование свойств при изотермическом деформировании стали Р6М5.

В четвертой главе рассмотрено влияние СЦЦ в условиях растяжения и осадки при различных температурных и скоростных воздействиях на фазовый состав и структуру стали Р6М5 с различной исходной

дисперсностью карбидной фазы. Рассмотрена гипотеза обосновывающая механизм структурообразования БРС Р6М5 в условиях СП.

По результатам рентгеноструктурного анализа установлено, что, вследствие частичного растворения карбидов типа Ме6С в феррите, происходит увеличение параметра решетки феррита стали Р6М5 после СПД при растяжении. При этом происходит обогащение феррита легирующими элементами, а количество карбидной фазы уменьшается. Повышается дисперсность структуры за счет диссоциации и растворения карбидной фазы и измельчения зерен феррита путем активизации диффузионных процессов по межзеренным и межфазным границам. Осадка в условиях СП также способствует получению более мелкодисперсной структуры стали по сравнению с исходным состоянием. Однако, уровень дисперсности структуры при осадке ниже, чем после растяжения в условиях СП, что вероятно связано с действием сжимающих напряжений, замедляющих диффузионные процессы. Таким образом, можно утверждать, что после СПД и последующей термической обработки повысятся механические свойства стали Р6М5 и стойкость изготовленного из нее инструмента, вследствие выделения более дисперсных третичных карбидов.

Ряд авторов считает, что структура БРС в температурном диапазоне СП представляет собой феррито-карбидную смесь, существование которой возможно только ниже действительного положения точки АС1. М.Х. Шоршоровым и А.Е. Гвоздевым было теоретически показано, что сдвиг неравновесной точки АС1 в область более низких температур относительно ее равновесного положения, зависит от дисперсности карбидной фазы (цементита) в углеродистых сталях с феррито-перлитной структурой и инструментальных сталях с карбидным упрочнением. Для этого при расчете была использована термодинамика малых систем, позволяющая учитывать размер и формы карбидов.

В данной работе обосновано, что эффект СП БРС проявляется при температурах выше неравновесной точки Ас1) когда на границах ферритной и карбидной фаз начинается диффузионное превращение феррита и части карбидной фазы в аустенит.

На основании проведенных экспериментальных исследований и теоретических расчетов в настоящей работе развита гипотеза, связывающая процессы межзеренного и межфазного проскальзывания при СП с дисперсностью карбидной фазы. Вероятно, что в условиях пластической деформации гетерофазных и гетерогенных сплавов процесс превращения начинается неодновременно в различных активированных объемах (за счет различных значений свободной энергии) и имеет обратимый характер.

Можно предположить, что при пластическом формоизменении в изотермических условиях ниже точки АС1 на 5 - 40 °С в активированных объемах протекает микродеформация, которая обусловлена концентраторами напряжений (дисперсные выделения карбидной фазы). Растет А.Рй (приращение свободной энергии металлической системы вследствие

деформации), что приводит к снижению температуры фазового превращения (.Ад], меньше Ас1). Когда Лд! становится ниже А1 начинается диффузионное фазовое превращение феррит-аустенит по обычному диффузионному механизму. Образуются зародыши аустенитной фазы, в которых развиваются процессы рекристаллизации, снимается наклеп и происходит повышение температуры Ац до А}. В результате в активированных объемах, содержащих аустенитную фазу, возникает обратное фазовое превращение аустенит-феррит. Таким образом, активированные объемы в процессе сверхпластического деформирования находятся в динамическом равновесии феррит- аустенит.

Процессы прямого и обратного фазовых переходов вблизи концентраторов напряжений формируют в условиях СПД сверхмелкое зерно в ферритно-аустенитной области. Также происходит диспергирование и коагуляция карбидной фазы. Это, в свою очередь, активизирует механизмы межзеренного и межфазного скольжения за счет увеличения межфазных и межзеренной поверхностей. В данных условиях деформации не возникает наклеп, так как непрерывное диффузионное (у«*а)-превращение приводит к фазовой релаксации активированных объемов.

Степень гетерогенности материала определяет число работающих активированных объемов, а скорость деформирования — размеры этих объемов и оптимальную температуру процесса сверхпластичности. Эффект СП уменьшается и исчезает, когда становится невозможным обратный фазовый (у+-»а)-переход и пластическая деформация сопровождается наклепом.

Пятая глава посвящена исследованию и расчету процессов осадки образцов из стали Р6М5 (рисунок 5).

Рисунок 5 - Расчетная схема задачи осесимметричной осадки при штамповке заготовки ступенчатой формы и форма образца при степени обжатия 60%

Уравнение состояния для этой стали получено в виде полиномиальной зависимости сопротивления пластического деформирования от температуры, скорости деформации и показателя структуры из экспериментов, проведенных в интервалах температур (750...850 °С) и скоростей деформаций (0,0002...0,026 с'1), характерных для состояния СП исследуемого материала.

Оптимальные условия сверхпластичности выбирались как лучшие из всех рациональных условий СП, которые при осадке стали Р6М5 составили: Тт = 809 °С, ¿>я= 0,00524 с"1.

С помощью метода конечных элементов исследован процесс формоизменения образцов при осадке и установлен закон изменения скорости деформирования процесса осаживания сплошной цилиндрической заготовки, при котором усилие осаживания на 25 — 35 % ниже, чем при деформировании с постоянной скоростью движения инструмента. Произведен также расчет процесса формоизменения осесимметричных ступенчатых поковок. Установлено, что для снижения энергосиловых затрат более выгодно деформирование, протекающее в условиях, когда скорость деформации не выходит из установленного интервала для сверхпластического деформирования стали Р6М5: ¿,=0,0029...0,0059 с'1 (рисунок 6). Получен закон нагружения, при котором реализуются данные условия (рисунок 7).

180 160 140 120 100 80 60 40 20 0

' 0 Ю 20 30 40

Рисунок 6 интенсивности деформации ё деформации сопротивления

50 60

Зависимость скоростей накопленной ё. и

50 100 НО 200 250 300 350 400 и с

Рисунок 7 - Программа управления процессом СГЩ Удеф(0 (кривая 1) и изменение высоты диска (кривая 2)

материала пластической деформации с, от степени обжатия при штамповке в режиме СПД ступенчатой поковки

Из сопоставления результатов расчетов в режимах Удеф = 0,0000393 м/с = const и ¿7 = const следует, что усилие деформирования

при формоизменении с постоянной скоростью деформирования выше на 10 - 15 %, чем при протекании процесса с постоянной и заданной скоростью деформирования.

Проведенные исследования дают информацию для создания автоматизированных систем управления процессом объемного осесиметричного формоизменения в промышленных условиях, в частности, систем, реализующих такой закон изменения давления во времени, при котором скорость деформации заготовки поддерживается в заданных границах. Разработанный процесс получения дисковых резцов из стали Р6М5 в условиях сверхпластичности (СПД) является малоотходным и экономически целесообразным, что подтверждено соответствующими документами.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Для исследования эффекта фазовой СП и структурообразования стали Р6М5 предложена комплексная методика исследования, заключающаяся в планирования эксперимента и математическом моделировании механических свойств БРС в температурно-скоростных режимах проявления эффекта СП, а также исследовании влияния СПД на фазовый состав и структуру.

2. Разработаны структурно-термомеханические модели стали Р6М5, учитывающие влияние температуры, скорости деформации и дисперсности карбидной фазы на прочность и пластичность при растяжении и осадке.

3. Установлено влияние дисперсности карбидной фазы в исходной структуре иа критерии СП течения БРС Р6М5. Увеличение дисперсности карбидной фазы от 4 до 1 мкм не приводит к повышению сопротивления деформированию при растяжении и осадке выше предельных значений, характерных состоянию СП БРС, при значимом увеличении пластичности.

4. Методами рентгеноструктурного и металлографического анализов установлено, что в процессе СПД при растяжении происходит повышение дисперсности структурных и фазовых составляющих: измельчение карбидной и ферритной фаз. Осадка в условиях СП также способствует получению более мелкодисперсной структуры стали Р6М5 по сравнению с исходным ее состоянием, однако, уровень ее дисперсности ниже, чем при растяжении.

5. Предложен механизм структурообразования стали Р6М5 при СПД, заключающийся в обратимом протекании процесса эвтектоидного превращения ниже равновесной температуры: прямое фазовое превращении инициируется за счет влияния энергии деформации, а обратное — за счет развития процессов рекристаллизации, образовавшихся областей аустенита.

6. По разработанным структурно-термомеханическим моделям с использованием метода конечных элементов установлены закономерности

изменения скорости деформирования процессов осаживания сплошных цилиндрических образцов и осесимметричной ступенчатой поковки из стали Р6М5, позволяющие снизить технологическое усилие на 25 - 35 и 10 - 15 % соответственно.

7. Представлен способ получения заготовок дисковых резцов из стали Р6М5 в условиях сверхпластичности, который позволяет повысить коэффициент использования металла до 0,8, увеличить предел прочности резцов на изгиб на 25-35 %, а стойкость инструмента в 1,7-2,1 раза (подтверждено соответствующими документами), что позволяет отнести его к малоотходным, ресурсосберегающим технологиям рационального природопользования.

Содержание диссертации отражено в 12 публикациях. Основными из них являются:

1. Структурная релаксация в труднодеформируемых сталях / С.А. Головин, А.Е. Гвоздев, A.B. Афанаскин, Д.П. Черных // Materials of international scientific - practical conference. - 2003. - S.79-30.

2. Механизмы сверхпластичности металлических сплавов // И.А. Гончаренко, А.Е. Гвоздев, Д.П. Черных, Л.В. Черникова // Известия ТулГУ, серия "Материаловедение". Вып.5. - Тула: ТулГУ, 2004. - С.153-157.

3. Сверхпластичность стали Р6М5: методы и результаты исследования / АЛ. Гвоздев, AB. Кондрашина, ДЛ. Черных и др. -Тула: ТулГУ,2005.-99 с.

4. Закономерности изменения прочности стали Р6М5 с различной дисперсностью карбидной фазы при термомеханической обработке / А.Е. Гвоздев, Д.П. Черных, В.В. Моисеев и др. - Тула: ТулГУ,2005.- 11 с,-Библиогр.: 1 назв. - Деп. В ВИНИТИ 24.11.2005, № 1540-В2005.

5. Исследование быстрорежущей стали Р6М5 на сверхпластичность при растяжении / A.B. Афанаскин, А.Е. Гвоздев, A.B. Кондрашина, Д.П. Черных и др. - Тула: ТулГУ, 2005. - 33 с. - Библиогр.: 4 назв. - Деп. В ВИНИТИ 24.11.2005, № 1542-В2005.

6. Исследование с помощью термодинамики малых систем влияния дисперсности и формы карбидов на температуру фазового превращения Aci в инструментальных сталях У8А и Р6М5/ М.Х. Шоршоров, A.B. Кондрашина, Д.П. Черных, И.В. Тихонова и др. - Тула: ТулГУ, 2005. - 71 с. - Библиогр.: 14 назв. - Деп. В ВИНИТИ 24.11.2005, Ks 1543-В2005.

7. Оптимизация режима сверхпластического деформирования заготовок из труднодеформируемых сталей / Е.М. Селедкин, А.Е. Гвоздев, Д.П. Черных II Производство проката, 2005. -№11.- С.2-8.

8. Закономерности и механизмы эффекта повышенной пластичности стали Р6М5 / Д.П. Черных, А.Н. Новиков, A.B. Кондрашина, О.В. Кузовлева, А.Е. Гвоздев, Н.Е. Стариков, О.И. Скотникова. - Тула: ТулГУ., 2006. - 91с.

9. Математическое моделирование. Огруктурно-термомеханические модели пластичности и прочности стали Р6М5 для ресурсосберегающего изотермического и сверхпластического деформирования / Д.П. Черных, А.Е. Гвоздев, В.В. Моисеев, A.C. Пустовгар и др. - Тула: ТулГУ, 2006.-191 с.

Изд. лиц. ЛР № 020300 от 12.02.97. Подписано в печать Формат бумаги 60x84 у[6. Бумага офсетная. Усл.-печ.л. 1,1 Уч.-издл. 1,0 Тираж 100 экз. Заказ 125.

Тульский государственный университет 300600, г.Тула, просп. Ленина, 92.

Отпечатано в редакционно-издательском центре Тульского государственного университета 300600, г.Тула, ул.Болдина, 151.

Введение.

1 О СВЕРХПЛАСТИЧНОСТИ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ.

1.1 Признаки, типы и критерии сверхпластичности.

1.2 Закономерности развития и условия проявления сверхпластичности.

1.3 Основные соотношения и модели сверхпластичности.

1.4 Физическая природа и механизмы сверхпластичности.

1.5 Сверхпластичность сталей и чугунов.

1.5.1 Доэвтектоидные и эвтектоидные стали.

1.5.2 Заэвтектоидные стали.

1.5. 3 Белые чугуны.

1.5.4 Эффект сверхпластичности быстрорежущих сталей Р18, Р9, Р12 и Р6М5.

1.5.5 Эффект повышенной пластичности стали Р6М5.

1.6 Практическое применение эффекта сверхпластичности труднодефор-мируемых сталей.

2 МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ.

2.1 Обоснование выбора объекта исследования.

2.2 Методика математического моделирования эффекта сверхпластичности

2. 2. 1 Факторы, влияющие на сверхпластичность.

2.2.2 Характеристики и параметры сверхпластического деформирования.

2. 2. 3 Математические модели сверхпластичности.

2. 2. 4 Планирование эксперимента.

2.3. Методика механических испытаний.

2.3.1 Экспериментальное оборудование.

2.3.2 Образцы.

2.2.3 Регрессионный анализ экспериментальных данных.

2.3.4 Автоматизированная система экспериментатора.

2.3.5 Описание программ.

2.3.5.1 Программы SDODEK, SAODEK, SEODEK.

2.3.5.2 Программа KORRAN.

2.3.5.3Программа LINRAN.

2.3.5.4 Программа построения изолиний процесса IZOLIN.

2.3.5.5 Программа поиска оптимальных параметров модели OPTIMA.

2.3.5.6 Сервисные программы.

2.4 Физические методы исследований.

2 4.1 Рентгеноструктурный фазовый анализ.

2.4.2 Металлографические и электронно-микроскопические исследования.

2.4.3 Дилатометрические исследования и дифференциальный термический анализ.

2.4.4 Механическая спектроскопия.

3 РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ.

3.1 Структурно-термомеханические модели пластичности (относительного сужения \|/) и технологической прочности (сопротивления деформированию а) стали Р6М5 для изотермической деформации и сверхпластичности.

3.2. Графические зависимости пластичности и технологической прочности стали Р6М5 от температуры, скорости деформации и структуры при растяжении и осадке.

3.3 Закономерности изменения пластичности и технологической прочности стали Р6М5 при растяжении и осадке в исследуемых температурно-скоростных режимах.

3.4 Определение оптимальных значений пластичности и технологической прочности.

3.5 Оптимизация структурного фактора и режимов изотермической деформации по структурно-термомеханическим моделям.

4. ФИЗИЧЕСКАЯ ПРИРОДА СВЕРХПЛАСТИЧЕСКОГО ТЕЧЕНИЯ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ С ПОЗИЦИИ ВЗАИМОДЕЙСТВИЯ ДЕФЕКТОВ КРИСТАЛЛИЧЕСКОГО СТРОЕНИЯ.

4.1 Активированное состояние сверхпластичных металлических материалов

4.2 Причины высоких удлинений при сверхпластичности.

4.3 Структурообразование при изотермическом деформировании в стали Р6М5 при различных схемах напряженного состояния.

4.3.1 Структурные изменения в стали Р6М5 в результате деформации в условиях повышенной пластичности и сверхпластичности при растяжении и осадке.

4.3.2 Структура стали Р6М5 в исходном состоянии (после отжига).

4.3.3 Структура стали Р6М5 после растяжения в условиях сверхпластичности.

4.3.4 Структура стали Р6М5 после осадки в условиях сверхпластичности.

4.4 Анализ процессов пластического течения с позиции взаимодействия дефектов кристаллического строения в условиях сверхпластичности.

4.5 Применение термодинамики дисперсных систем для анализа процессов структурообразования гетерофазных материалов на примере сталей У8А и Р6М5.

4.5.1 Основные положения термодинамики малых систем.

4.5.2 Оценка влияния дисперсности карбидной фазы и формы карбидов на температуру фазовых переходов Aci в сталях У8А и Р6М5.

4.6 Механизм сверхпластичности и структурообразования стали

Р6М5.

5. РАЗРАБОТКА СВЕРХПЛАСТИЧЕСКОГО ДЕФОРМИРОВАНИЯ

ЗАГОТОВОК ИЗ ТРУДНОДЕФОРМИРУЕМЫХ СТАЛЕЙ.

Одной из главных задач физического металловедения является установление связи между структурой и свойствами сталей. Эта задача была поставлена еще в момент зарождения науки о металлах, когда в 30-х годах XIX столетия П. П. Аносов впервые применил оптический микроскоп для исследования структуры булатных сталей с целью выяснения причин их высокого качества. Современное металловедение развивает это положение при изучении механических свойств труднодеформируемых сталей.

Первые сведения о необычных высоких деформационных свойствах металлических сплавов вблизи температур фазовых превращений в твердом состоянии появились более семидесяти лет назад в работах В.Розенгейна (1913, 1920), А.Совьера (1924) и Ф.Харгривса (1922). В 1934 году Клод Пирсон, исследуя свойства некоторых сплавов систем Sn-Pb и Bi-Sn, обнаружил, что удлинение образцов из этих сплавов при растяжении может достигать 2000%.

Исследования причин резкого роста пластичности сплавов и одновременного снижения их сопротивления деформации в определенных условиях формоизменения начались лишь в 1945 году после обнаружения и подробного описания советскими учеными А.А.Бочваром и З.А.Свидерской резкого снижения характеристик горячей твердости сплавов системы Zn-Al при приближении к эвтектоидной концентрации. Проявление сплавом из двух или более компонентов пластичности существенно большей, чем имеет каждый его компонент, впервые было названо А.А.Бочваром эффектом сверхпластичности (СП) [1].

Состояние сверхпластичности материалов уже несколько десятилетий является объектом научных исследований и практических разработок физиков и материаловедов, механиков и технологов [2].

В условиях сверхпластического течения активизируются диффузионные процессы, что способствует получению состояния с высокой структурной и химической однородностью. Кроме того, отсутствие накопления дислокаций при сверхпластическом течении, наличие ультрамелкозернистой микроструктуры способствуют увеличению пластичности и ударной вязкости при комнатной и более низких температурах. Из этого можно сделать заключение, что условия сверхпластического течения целесообразно использовать не только для увеличения ресурса пластичности промышленных сплавов, но и для контролируемого изменения их структуры и эксплуатационных свойств [3].

Использование СП наиболее актуально при получении деталей из малопластичных и труднодеформируемых металлических материалов [4, 5]. Именно в этом случае достигается значительный экономический эффект за счёт повышения коэффициента использования металла и снижения энергоёмкости технологических процессов. К числу таких материалов относятся высокопрочные титановые сплавы [6, 7], дисперсионно-упрочнённые жаропрочные никелевые сплавы, инструментальные быстрорежущие стали (БРС) [8] и многие другие материалы [9-13].

Анализ состояния проблемы показывает, что ряд фундаментальных и экспериментальных вопросов, связанных с СП БРС, пока не получил должного объяснения. К ним относятся: ограниченная информация о поведении БРС при различных внешних температурных, скоростных, силовых, временных и других воздействиях; не разработана универсальная методика комплексного исследования процессов изотермического деформирования и эффектов повышенной пластичности и сверхпластичности с использованием математических моделей; недостаточно сведений о влиянии деформирования БРС в экстремальных условиях на структуру и распределение легирующих элементов; недостаточно сведений о процессах межзеренного и межфазного проскальзывания и аккомодации соседних зерен; не изучено влияние дисперсности карбидной фазы на характеристики пластического течения; не полно освещены вопросы использования СП и повышенной пластичности для изготовления заготовок металлорежущего инструмента.

С учетом вышеизложенного целью данной работы является разработка структурно-термомеханических моделей пластичности и прочности стали

Р6М5 для оптимизации режимов сверхпластического и изотермического де7 формирования. В работе установлены закономерности и причины изменения механических свойств стали Р6М5 с помощью полученных моделей, позволяющих выявить характер влияния термических, скоростных и силовых внешних воздействий на материал с различной дисперсностью структуры и определить рациональные режимы её обработки, которые необходимы для создания малоотходных технологий. Предложен механизм структурообразования исследуемой стали в процессе сверхпластического деформирования (СПД), разработан способ получения заготовок дисковых резцов из стали Р6М5.

Работа выполнена по приоритетным направлениям развития науки, технологий и техники РФ (энергосберегающие технологии, производственные технологии, экология и рациональное природопользование) при выполнении госбюджетных НИР: № 54-01 «Разработка ресурсосберегающих процессов формоизменения заготовок при изотермическом нагружении на основе моделирования и оптимизации структуры и свойств материалов», № 41-06 «Разработка структурно - термомеханических моделей для ресурсосберегающего деформирования гетерофазных сталей» и проекта РНП 3.1.1.8498 «Новые технологии организации и планирования эффективного учебного процесса в высшей школе» по целевой программе «Развитие научного потенциала высшей школы (2006-2008 годы)» в Тульском государственном университете, в базовой лаборатории ИМЕТ им. А.А. Байкова РАН «Новые процессы формоизменения металлических материалов специального назначения» при ТулГУ и в лаборатории перспективных материалов, технологий и изделий Тульского научно - технологического парка.

Автор выражает признательность доктору технических наук Селедкину Е.М., кандидатам технических наук Архангельскому С.И. и Тихоновой И.В. за ценные советы и критические замечания.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Для исследования эффекта фазовой СП и структурообразования стали Р6М5 предложена комплексная методика исследования, заключающаяся в планирования эксперимента и математическом моделировании механических свойств БРС в температурно-скоростных режимах проявления эффекта СП, а также исследовании влияния СПД на фазовый состав и структуру.

2. Разработаны структурно-термомеханические модели прочности и пластичности стали Р6М5, учитывающие влияние температуры, скорости деформации и дисперсности карбидной фазы на прочность и пластичность при растяжении и осадке.

3. Установлено влияние дисперсности карбидной фазы в исходной структуре на критерии СП течения БРС Р6М5. Увеличение дисперсности карбидной фазы от 4 до 1 мкм не приводит к повышению сопротивления деформированию при растяжении и осадке выше предельных значений, характерных состоянию СП БРС, при значимом увеличении пластичности.

4. Методами рентгеноструктурного и металлографического анализов установлено, что в процессе СПД при растяжении происходит повышение дисперсности структурных и фазовых составляющих: измельчение карбидной и ферритной фаз. Осадка в условиях СП также способствует получению более мелкодисперсной структуры стали Р6М5 по сравнению с исходным ее состоянием, однако, уровень ее дисперсности ниже, чем при растяжении.

5. Предложен механизм структурообразования стали Р6М5 при СПД, заключающийся в обратимом протекании процесса эвтектоидного превращения ниже равновесной температуры: прямое фазовое превращении инициируется за счет влияния энергии деформации, а обратное - за счет развития процессов рекристаллизации, образовавшихся областей аустенита.

6. По разработанным структурно-термомеханическим моделям с использованием метода конечных элементов установлены закономерности изменения скорости деформирования процессов осаживания сплошных цилин

14У дрических образцов и осесимметричной ступенчатой поковки из стали Р6М5, позволяющие снизить технологическое усилие на 25 - 35 и 10 - 15 % соответственно.

7. Представлен способ получения заготовок дисковых резцов из стали Р6М5 в условиях сверхпластичности, который позволяет повысить коэффициент использования металла до 0,8, увеличить предел прочности резцов на изгиб на 25-35 %, а стойкость инструмента в 1,7-2,1 раза (подтверждено соответствующими документами), что позволяет отнести его к малоотходным, ресурсосберегающим технологиям рационального природопользования.

1. Бочвар А. А. Сверхпластичность металлов и сплавов. М.: Институт металлургии им. А. А. Байкова АН СССР, 1969. - 24с.

2. Васин Р. А., Еникеев Ф. У. Введение в механику сверхпластичности: В 2ч. Уфа: Гилем, 1998.4.1. 280с.

3. Кайбышев О. А. Сверхпластичность промышленных сплавов. М.: Металлургия, 1984.-264с.

4. Чудин В. Н. Процессы формообразования при ползучести и сверхпластичности // Кузнечно-штамповочное производство. -1997. №7. с.20-23.

5. Кайбышев О. А., Утяшев Ф. 3. Изготовление сложнопрофильных деталей раскаткой в условиях сверхпластичности // Кузнечно-штамповочное производство. 1999. №4. - с. 32-36.

6. Ермаченко А. Г., Караваева М. В. Использование эффекта сверхпластичности для получения оптимальных свойств крупногабаритных деталей из двухфазных титановых сплавов // МиТОМ. -1999. №2. - с.36-39.

7. Бабарэко А. А., Эгиз И. В., Хорев А. И., Мартынова М. Ш., Самарин И. И. Сверхпластичность титановых сплавов разных классов // МиТОМ. -1995. №6.

8. Гвоздев А. Е. Получение заготовок металлорежущего инструмента из порошковой быстрорежущей стали в условиях сверхпластичности // Кузнечно-штамповочное производство. 1996. - №8. - с. 28-31.

9. Смирнов О. М. Сверхпластичность материалов: от реологии к технологии // Кузнечно-штамповочное производство. 1998. №2. - с. 18-23.

10. Костов К. Н., Дюлгеров Н. Н. Получение изделий из низколегированного сплава цинка в условиях сверхпластичности // Кузнечно-штамповочное производство. 1997. - №7. - с.23-25.

11. Салищев Г. А., Имаев Р. М., Кузнецов А. В. Использование режимов сверхпластической деформации для изготовления изделий из интерме-таллидов // Кузнечно-штамповочное производство. 1999. - №4. - с.23-29.

12. Сверхпластичность сплава АМг4 / Никифоров А.О., Полькин В.И, Новиков И.И. // Цветные металлы. 1995. - №3. -с. 54-56.

13. Роль структурных несовершенств при сверхпластичности гетеро-фазных систем / А. Е. Гвоздев, Д. М. Левин, С. А. Головин; Тул. гос. ун-т. -Тула, 1997. 82с.

14. Смирнов О.М. Особенности сверхпластической деформации железоуглеродистых сплавов / О.М. Смирнов // Известия высших учебных заведений. Чёрная металлургия. 2003. №5 С. 36-41.

15. Грабский М. В. Структурная сверхпластичность металлов. М.: Металлургия, 1975. - 270с.

16. Сверхпластичность металлических материалов / М. X. Шоршоров, А. С. Тихонов, С. И. Булат и др. М.: Наука, 1973. - 220с.

17. Шоршоров М.Х. Релаксация напряжений в сверхпластичных сплавах / М.Х. Шоршоров, А.С. Тихонов, М.Х. Дрюнин // Механизмы релаксации в твердых телах.- М., 1984. С. 240 - 251.

18. Использование эффекта субкритической сверхпластичности при изготовлении заготовок режущего инструмента / Малахов В.В., Буянская Т.А., Ярцев А.Н., Матвеев С.В., Андреев В.В. // МиТОМ. 1996. - №10. - с.

19. Кайбышев О.А. Сверхпластичность промышленных сплавов /О.А. Кайбышев.- М.: Металлургия, 1984.- 264 с.

20. Смирнов О.М. Обработка металлов давлением в состоянии сверхпластичности / О.М. Смирнов. М.: Машиностроение, 1979. - 184 с.

21. Новиков И. И., Портной В. К. Сверхпластичность сплавов с ультрамелким зерном. М.: Металлургия, 1981. - 168с.

22. Сверхпластическая формовка конструкционных сплавов //Под ред. Н. Пейтона, К. Гамильтона: М.: Металлургия, 1985. - 312 с.

23. Охрименко Я.М., Залесский В.И., Смирнов О.М. Температурно-скоростные условия деформации стали IIIX15 в период полиморфного превращения // Изд. вузов. Черная металлургия. 1965. - № 5. - С. 70-72.

24. Гуляев А. П. Сверхпластичность стали. М.: Металлургия, 1982.56с.

25. Чумаченко Е.Н., Цепин М.А., Чекин А.В., Панина О.Н. Анализ влияния структуры на формоизменение заготовки при листовой сверхпластической формовке // КШП. 2001. - №7. - с. 3-7.

26. Расчет энергии активации процессов сверхпластической деформации сталей и сплавов при одноосном растяжении / М.Х. Шоршоров, А.Е. Гвоздев, И.В. Тихонова, А.В. Афанаскин // Материаловедение. -2003. № 7. - С.8-12.

27. Тихонов А. С. Эффект сверхпластичности металлов и сплавов. Вопросы теории и практическое применение. -М.: Наука, 1978. 142с.

28. Гуляев А.П. Технологическая пластичность быстрорежущих сталей / А.П. Гуляев, J1.M. Сарманова // Металловедение и термическая обработка металлов. 1969. - № 7. - С. 2-9.

29. Еникеев Ф. У. Определение параметров сигмоидальной кривой сверхпластичности // Кузнечно-штамповочное прозводство. 2001. - №4. -с. 18-22.

30. Панин В.Е., Лихачев В.А., Гриняев Ю.В. Структурные уровни деформации твердых тел. Новосибирск: Наука, 1985. - 225 с.

31. Кайбышев О.А. Пластичность и сверхпластичность металлов. -М.: Металлургия, 1975. 280 с.

32. Гуляев А.П. О сверхпластичности / А.П. Гуляев // Сверхпластичность металлов: Тез. докл. I Всесоюзн. науч. конф. Уфа, 1978. - С.14-16.

33. Афанаскин А.В. Обоснование методов температурно-скоростной ресурсосберегающей обработки стали Р6М5 с использованием сверхпластичности / А.В.Афанаскин // Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук. Тула, 2003. - 19 с.

34. Сверхпластичность стали Р6М5: методы и результаты исследования / А.Е. Гвоздев, А.В. Кондрашина, Д.П. Черных и др. Тула: ТулГУ, 2005. - 99 с.

35. Исследование быстрорежущей стали Р6М5 на сверхпластичность при растяжении / А В.Афанаскин, А.Е. Гвоздев, А.В.Кондрашина, Д.П. Черных и др. Тула: ТулГУ., 2005. - 33 с. - Библиогр.: 4 назв. - Деп. В ВИНИТИ 24.11.2005, № 1542-В2005

36. Изотермическая сверхпластичность инструментальной стали У8А / Пустовгар А.С., Гвоздев А.Е., Афанаскин А.В., Гвоздев Е.А., Федосов И.М, Гончаренко И.А., Мишкова А.В. // Изв. ТулГУ. Сер. Материаловедение. Вып 2. Тула, 2002. - с. 112-117.

37. Пустовгар А. С. Исследование эффекта сверхпластичности сталей и сплавов с помощью математических моделей: Дисс. .канд.техн.наук. М.: 1981.-306с.

38. Булат С. И., Тихонов А. С., Дубровин А. К. Деформируемость структурно-неоднородных сталей и сплавов. М.: Металлургия, 1975. 352с.

39. Бойко В. Г. Выдавливание осесимметричных изделий в состоянии сверхпластичности: Дисс. .канд.техн.наук.-Тула, 1984.-204с.

40. Базык А. С., Тихонов А. С. Применение эффекта сверхпластичности в современной металлообработке. М.: НИИМАШ, 1977. - 64с.

41. Гвоздев А. Е. Производство заготовок быстрорежущего инструмента в условиях сверхпластичности. М.: Машиностроение, 1992. - 176с.

42. Панченко Е. В. Исследование характера формоизменения при пнев-моформовке в состоянии сверхпластичности и разработкат инженерных методов расчета технологического процесса получения титановых деталей: Дисс. канд.техн.наук.-Тула, 1979.-309с.

43. Кувшинов Г.А., Новиков И.И. Об оптимальной температуре сверхпластичности // Теплофизика конденсированных сред. М.: Наука, 1985. -41-43 с.

44. Новиков И.И. Фазовые превращения в кристаллических телах (современное состояние проблемы)./Инженерно-физический журнал, 1980. Том XXXIX. №6. - С. 1119-1132.

45. Кузьменко П.П. Аномальная температурная зависимость коэффициента самодиффузии железа в области магнитного превращения. /Металлофизика, 1972. -№41.-С. 61-63.

46. Кресин В.З. Сверхпроводимость и сверхтекучесть. М.: Наука, 1978.- 109 с.

47. Адлер Ю. П., Маркова Е. В., Трановский Ю. И. Планирование эксперимента при поиске оптимальных условий. -М.: Наука, 1976. 280с.

48. Болыпев JL Н., Смирнов Н. В. Таблицы математической статистики. М.: ВЦ АН СССР, 1968. - 474с.

49. ГОСТ 1497 84 (ИСО 6892 - 84, СТ СЭВ 471 - 88). Металлы. Методы испытаний на растяжение. - М.: Изд-во стандартов, - 1993. - 35с.

50. ГОСТ 9651 84 (ИСО 783 - 89). Металлы. Методы испытаний на растяжение при повышенных температурах. - М.: Изд-во стандартов, 1993. -6с.

51. ГОСТ 8817 82. Металлы. Методы испытаний на осадку. - М.: Изд-во стандартов, - 1982. - Зс.

52. ГОСТ 25.503 97. Расчеты и испытания на прочность. Методы механических испытаний металлов. Метод испытания на сжатие. - Минск.: Изд-во стандартов, - 1997. - 25с.

53. Базык А. С., Казаков М. В., Орлов С. А. Установка для исследования процессов формоизменения сверхпластичных металлических материалов / ТулПИ. Тула, 1979.-6с.

54. ГОСТ 28836-90. Датчики силоизмерительные тензорезисторные. Общие технические требования и методы испытаний. М.: Изд-во стандартов, -1991. - 14с.

55. ГОСТ 5279 74. Графит кристаллический литейный. - М.: Изд-во стандартов, - 1974. - Зс.

56. Сверхпластическая формовка конструкционных сплавов / Под ред. Н. Пейтона, К. Гамильтона: Пер. с англ.- М.: Металлургия, 1985. -312с.

57. Таблицы планов эксперимента для факторных и полиномиальных моделей .- М.: Металлургия, 1982.- 752 с.

58. Ланда В. А. Количественный раздельный рентгеноструктурный анализ многофазных карбидов без выделения их из стали // Заводская лаборатория. 1965. Т 31, №8. с.989-994.

59. ГОСТ 19265 73 (СТ СЭВ 3896 - 82). Прутки и полосы из быстрорежущей стали. Технические условия. - М.: Изд-во стандартов, 1991. - 37с.

60. ГОСТ 5639 82. Стали и сплавы. Методы выявления и определения величины зерна. - М.: Изд-во стандартов, - 1988. - 21с.

61. Применение методов электронной микроскопии для исследования структуры гранулируемых жаропрочных сплавов на никелевой основе / Н. 3. Перцовский, Н. М. Семенова, Н. М. Ноткин и др. // Технология легких сплавов, 1983. №5. с.79-87.

62. Салтыков С. А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия, 1976.-270с.

63. Уэндландт У. Термические методы анализа: Пер. с англ. М.: Мир, 1978.-526с.

64. Введение в механику динамической сверхпластичности / Я.И. Ру-дев.-Бишкек: Изд-во Кыргызского-Российского Славянского ун-та, 2003. 134с.

65. Закономерности и механизмы эффекта повышенной пластичности стали Р6М5 / Д.П. Черных, А.Н. Новиков, А.В. Кондрашина, О.В. Кузовлева, А.Е. Гвоздев, Н.Е. Стариков, О.И. Скотникова. Тула: ТулГУ., 2006. - 91с.

66. Приходько В.М., Петрова Л.Г., Чудина О.В. Металлофизические основы разработки упрочняющих технологий. М.: Машиностроение. -2003.-384 с.

67. Структурная релаксация в труднодеформируемых сталях / С.А. Головин, А.Е. Гвоздев, А.В. Афанаскин, Д.П. Черных // Materials of international scientific practical conference. - 2003. - S.79-80.

68. Горелик С.С. Рентгенографический и электронно-оптический анализ / С.С. Горелик, Я.Н. Расторгуев, Ю.А. Скаков. М.: Металлургия, 1970. -368 с.

69. Вишняков Я.Д. Современные методы исследования структуры деформированных кристаллов / Я.Д. Вишняков. М.: Металлургия, 1975.- 479 с.

70. Шоршоров M.X., Манохин А.И. Теория неравновесной кристаллизации плоского слитка. М.: Наука, 1992.112 с.

71. Федоров В.Б., Шоршоров М.Х., Хакимова Д.Х. Углерод и его взаимодействие с металлами. М.: Металлургия, 1978.203 с.

72. Hill T.L. Thermodynamics of small system. N.Y.: Benjamin. Pt 1. 1963; Pt2.1964.

73. Шоршоров M.X., Федоров В.Б., Калашников Е.Г. и др. О роли флуктуаций в образовании зародышей новой фазы // Физика и химия об-раб.материалов. 1977. № 7. С.157-163.

74. Рытов С.М. Теория электрических флуктуаций и теплового излучения / С.М. Рытов. М.: Изд-во АН СССР, 1953. С.211.

75. Ландау Л.Д., Лившиц Е.М. О гидродинамических флуктуациях // ЖЭЕФ. 1957. Т.32. С.618.

76. Тихонова И.В. Влияние дисперсности карбидной фазы на температуру фазового перехода Ас. / И.В. Тихонова, А.Е. Гвоздев, С.А. Головин //

77. Известия Тульского государственного университета. Сер. Физика. Тула, 1998.- Вып. 1.- С.168-172.

78. Шоршоров М.Х. Ультрадисперсное структурное состояние металлических сплавов / М.Х. Шоршоров. М.: Наука, 2001.- 155 с

79. Шоршоров М.Х. Условия проявления сверхпластичности порошковых быстрорежущих сталей / М.Х. Шоршоров, А.Е. Гвоздев, С.А. Головин // Материаловедение.- 1998. №5. - С.42-47.

80. Криштал М.М. Особенности образования полос деформации при прерывистой текучести / М.М. Криштал //Физика металлов и металловедение.- 1993.- Т. 75, Вып. 5.- С.31-35.

81. Механизмы сверхпластичности металлических сплавов // И.А. Гончаренко, А.Е. Гвоздев, Д.П. Черных, JI.B. Черникова // Известия ТулГУ, серия "Материаловедение". Вып.5. Тула: ТулГУ, 2004. - СЛ 53-157.

82. Селедкин Е.М., Гвоздев А.Е. Математическое моделирование процессов формоизменения заготовок. Тула: Тул.гос.ун-т., 1998. - 225 с.

83. Селедкин Е.М., Гвоздев А.Е., Черных Д.П. Оптимизация режима сверхпластического деформирования заготовок из труднодеформируемых сталей // Производство проката. 2005. № 11. - С.2-7.

84. Гвоздев А.Е. Ресурсосберегающая технология термомеханической обработки быстрорежущей вольфрамомолибденовой стали Р6М5 // Металловедение и термическая обработка металлов. 2005, №12.-С. 27-30.