автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Выбор стали и режима её термической обработки для тяжелонагруженных штампов холодного деформирования

На правах рукописи

ООЗОБ2145

САПРОНОВ Илья Юрьевич

ВЫБОР СТАЛИ И РЕЖИМА ЕЕ ТЕРМИЧЕСКОМ ОБРАБОТКИ ДЛЯ ТЯЖЕЛОНАГРУЖЕННЫХ ШТАМПОВ ХОЛОДНОГО ДЕФОРМИРОВАНИЯ

05 02 01 -Материаловедение (в машиностроении)

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Москва - 2007

003062145

Работа выполнена в Московском государственном технологическом университете «Станкин»

Научный руководитель доктор технических наук, профессор

Кремнев Л С

Официальные оппоненты доктор технических наук, профессор

Масленков С Б ,

кандидат технических наук, доцент Супов А В

Ведущая организация ОАО «МЗКРС» («Московский завод

координатно-расточных станков»)

Защита состоится «_2_» (2г¿.рёЛ Д_2007 г , в часов на заседании

диссертационного совета Д 212 126 03 при Московском автомобильно-дорожном институте (государственном техническом университете) по адресу 125319, Москва, Ленинградский пр-т, 64

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке МАДИ (ГТУ)

Автореферат разослан « 2. » 2007 г

Ученый секретарь

диссертационного совета им Петрова Л Г

Общая характеристика работы

Актуальность работы

Изготовление деталей методом холодной пластической деформации получило широкое распространение в крупносерийном и массовом производстве. Это обусловлено главным образом высокой производительностью процесса и более рациональным использованием материала заготовки, чем при резании

Вместе с тем при выполнении таких операций, как высадка, прессование, редуцирование, вырубка и пробивка, штамповый инструмент находится в сложнонапряженном состоянии, подвержен большим давлениям (~2500МПа и более), а в отдельных случаях (вырубные штампы, холодновысадочные пуансоны) высоким динамическим и циклическим нагрузкам. Такие тяжелые условия эксплуатации штампового инструмента предопределяют его неудовлетворительную стойкость

Для обеспечения удовлетворительной стойкости тяжелонагруженного инструмента штамповый материал должен иметь комплекс определенных свойств

• высокую твердость,

• высокую прочность,

• высокое сопротивление малоцикловой усталости,

• повышенную ударную вязкость, в особенности при работе штампа с динамическими нагрузками

В настоящее время для изготовления тяжелонагруженного холодноштампового инструмента широко применяют быстрорежущую сталь Р6М5, так как использование с этой целью традиционных марок холодноштамповых сталей не позволяет достичь уровня свойств стали Р6М5 и тем самым обеспечить удовлетворительную стойкость инструмента

Однако выбор стали Р6М5 в качестве холодноштамповой нельзя признать обоснованным Это связано с тем, что не удается получить одновременно высоких значений твердости и ударной вязкости этой стали — свойств, прежде всего определяющих стойкость тяжелонагруженного инструмента Разрешить данное противоречие невозможно при отсутствии комплекса требований, предъявляемых к структуре стали такого инструмента Указанные требования в настоящее время не сформулированы Это не позволяет выбрать сталь оптимального состава, обладающую более высоким уровнем свойств и меньшей стоимостью, чем сталь Р6М5

Таким образом, разработка требований, предъявляемых к структуре стали для тяжелонагруженных штампов, и рациональный выбор на их основе стали и режима ее термической обработки, обеспечивающие ей наиболее высокие эксплуатационные и технологические свойства, являются актуальными задачами

Актуальной также является проблема минимизации коробления (изменение угловых размеров) инструмента при термической обработке

Штамповые инструменты - изделия высокой точности, кроме того, они могут иметь сложную форму Коробление при термической обработке не только повышает трудоемкость изготовления инструмента из-за необходимости увеличения припусков на финишную обработку (шлифование), но и в ряде случаев приводит к неисправимому браку Однако литературные данные по этому вопросу отсутствуют

Цель исследования

1 Разработать требования, предъявляемые к структуре стали, для обеспечения высокой стойкости тяжелонагруженных штампов холодного деформирования

2 На основе разработанных требований произвести обоснованный выбор стали, обладающей наиболее высокими эксплуатационными и технологическими свойствами

3 Разработать оптимальный режим термической обработки выбранной стали, обеспечивающий максимальную стойкость инструмента.

4 Выполнить стойкостные испытания тяжелонагруженных штампов из выбранной стали в заводских условиях для подтверждения разработанных теоретических положений

Научная новизна

Научная новизна заключается в разработке концепции, реализация которой обеспечила значительное повышение стойкости тяжелонагруженных штампов холодного объемного деформирования

Концепция включает следующие положения-

1 Для увеличения сопротивления инструментальной стали малоцикловой усталости - главной причины разрушения тяжелонагруженных штампов -необходимо увеличить твердость стали и, вместе с тем, ее ударную вязкость до более высоких значений, чем у известных и лучших сталей аналогичного назначения (быстрорежущая сталь Р6М5 ледебуритного класса и др) Увеличение твердости последних более 60 61НЯС приводит к преждевременному хрупкому разрушению инструментов

2 Для решения поставленной задачи структура стали с твердостью 62. 631ЖС должна отличаться особенно мелкозернистым строением, отсутствием крупных карбидов (концентраторов напряжений) и остаточного аустенита

3. Выбрана заэвтектоидная быстрорежущая сталь 11М5Ф, которая отвечает установленным требованиям. Эта сталь упрочняется при отпуске большим количеством карбидов А/е^Сб на основе железа, хрома и молибдена Эти карбиды имеют наиболее низкие среди карбидов

легирующих компонентов температуры растворения в аустените при нагреве инструментов в процессе их закалки Закалка от пониженных температур позволяет сохранить мелкозернистую структуру стали 4 Выбор стали 11М5Ф и ее термическая обработка по режимам, предложенным в исследовании, обеспечили высокие значения твердости (62 бЗНИС) и ударной вязкости (в 1,7 раза больше, чем у стали Р6М5), как результат

• особо мелкозернистой структуры балла №14 (средняя площадь зерен аустенита в 4 раза меньше, чем у стали Р6М5),

• отсутствия крупных эвтектических карбидов,

• отсутствия остаточного аустенита, который полностью распадается при отпуске

Установленные в работе особенности образования и строения карбидов типа МеС заэвтектоидной молибденовой стали 11М5Ф дополнительно объясняют причины сохранения в структуре этой стали мелкого зерна после закалки 1

Практическая ценность работы

Практическая ценность работы заключается

• в рекомендации промышленного использования быстрорежущей стали 11М5Ф, разработанной в МГТУ «Станкин» (поставляется промышленностью по ТУ 14-131-932-98) для тяжелонагруженного холодноштампового инструмента,

• в разработке оптимального режима термической обработки этой стали, существенно отличающегося от известного и принятого для режущего инструмента (закалка от 1040 ,1060°С, а не 1140. 1160°С), при изготовлении тяжелонагруженных штампов холодного деформирования.

Показано, что после указанной термической обработки твердость стали составляет до 62 .631ЖС, в ее структуре отсутствует остаточный аустенит и крупные (эвтектические) карбиды, размер зерен соответствует баллу №14, а у сталей Р6М5 и 95Х6МЗФЗСТ - баллам №12 и №13 соответственно при той же твердости Это означает, что средняя площадь зерна стали 11М5Ф в 4 раза меньше, чем у стали Р6М5, и в 2 раза — чем у стали 95Х6МЗФЗСТ Ударная вязкость стали 11М5Ф в 1,7 раза больше, чем у более дорогой стали Р6М5, и на -40% больше, чем у стали 95Х6МЗФЗСТ

Стойкостчые испытания холодновысадочных пуансонов в производственных условиях завода «Станконормаль» показали, что инструмент из стали 11М5Ф имеет стойкость в 2,5. 3 раза выше, чем пуансонов из сталей Р6М5 и 95Х6МЗФЗСТ Кроме того, при существенно более высокой стойкости

1 Эта часть исследований была выполнена при участии Л А Виноградовой

сталъ 11М5Ф обеспечивает и большую стабильность стойкости холодновысадочного инструмента

Вместе с тем, закалка штампового инструмента из стали 11М5Ф от оптимальных температур обеспечивает его минимальное коробление.

Методика исследования

Работа выполнена с использованием основных положений теории легирования теплостойких инструментальных легированных сталей, разработанной на кафедре «Металловедение» МГТУ «Станкин»

Для изучения структуры и свойств исследуемых сталей были применены методы металлографического и рентгеновского фазового анализов, а также стандартные методы определения механических свойств (твердость по Бринеллю и Роквеллу, предел прочности при сосредоточенном изгибе, ударная вязкость).

Апробация работы

Основные результаты работы опубликованы в 3-х статьях и доложены на ХЫУ Международной конференция «Актуальные проблемы прочности», Вологда, 2005г и на расширенном заседание кафедры «Металловедение» МГТУ «Станкин», Москва, 2006г.

Структура и объем работы

Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов и списка литературы (66 наименований) Она изложена на 114 стр , включает 29 рис. и 17табл

Содержание работы

В введении обосновывается актуальность работы, дается ее общая характеристика, формулируются цели исследования.

В первой главе выполнен анализ состояния вопроса Рассмотрены условия работы штампов холодного деформирования и приведена их классификация в зависимости от условий эксплуатации Установлено, что в наиболее тяжелых условиях нагружения работают инструменты, предназначенные для выполнения операций высадки, резки, прецизионной вырубки и прессования Средняя стойкость инструмента в этих случаях имеет невысокие значения и существенную вариацию

Анализ особенностей работы тяжелонагруженного штампового инструмента с твердостью до 62 .63ЬЖ.С, исключающей смятие его рабочих 1фомок, показал, что наиболее вероятной причиной его отказа является усталостно-хрупкое, малоцикловое разрушение. Это обусловлено тем, что при

необходимой достаточной твердости штампового материала в нем происходит образование трещин под действием циклических знакопеременных нагрузок.

Известно, что границей между много- и малоцикловой усталостью является зона перехода от упругого к упруго-пластическому деформированию в условиях циклического нагружения. Таким образом, образованию усталостной трещины и её распространению до критического, разрушающего размера предшествует формирование локальной зоны пластического деформирования.

В связи с отмеченными особенностями процесса усталостного разрушения увеличение предела текучести инструментальной стали, т.е. сопротивления пластической деформации при одновременном измельчении зерен, увеличивает её сопротивление малоцикловой усталости Действительно, чем мельче зерно, тем, во-первых, меньше длина усталостной трещины, которая ограничена размерами зерна, и, следовательно, меньше концентрирующее влияние этой трещины. Во-вторых, развитая межзеренная поверхность мелкозернистой структуры эффективней, чем крупнозернистая препятствует распространению трещины в соседние зерна.

Исходя из механизма зарождения трещин, возможно объяснить отрицательное влияние остаточного аустенита на сопротивление стали малоцикловой усталости Остаточный аустенит - мягкая фаза, которая имеет сравнительно невысокий предел текучести Поэтому его присутствие в структуре стали понижает её сопротивление начальной пластической деформации в момент зарождения трещины

Равньм образом, очевидно, что карбиды, частицы которых являются концентраторами напряжений, должны отсутствовать в стали или же быть как можно мельче и наиболее равномерно распространены в её структуре.

Сделанный вывод подтверждается данными работ, где показано, что для самых тяжелых операций штамповки (высадка, прецизионная вырубка и прессование) основной причиной отказа инструмента является хрупкое разрушение материала штампа в результате малоцикловой усталости, а не недостаточная его износостойкость.

Таким образом, для достижения высокой стойкости тяжелонагруженных штампов к свойствам инструментального материала предъявляется ряд требований: высокое сопротивление изнашиванию и пластической деформации (высокая твердость), высокие прочность и ударная вязкость, высокое сопротивление малоцикловой усталости. Кроме того, сталь должна обладать удовлетворительными технологическими свойствами (прокаливаемость, шлифуемость, минимальные деформации при термической обработке). Достижение совокупности этих свойств возможно рациональным выбором стали и получением соответствующей структуры после термической обработки инструмента

Однако отсутствие в литературных источниках требований, предъявляемых к структуре стали именно для тяжелонагруженных штампов, не

позволяет выбрать сталь оптимального состава и режимов её термической обработки

Также не изучено такое важное технологическое свойство сталей, как их склонность к короблению при термической обработке

В известных работах по деформациям, в том числе и быстрорежущих сталей, определяли не величину коробления, а исследовали только изменение линейных размеров Вместе с тем, коробление инструмента из быстрорежущих сталей может быть весьма значительным Так, например, количество сверл удлиненных серий (сталь Р6М5), которые необходимо править из-за больших биений, возникших после закалки, достигает 30% Кроме того, в этих работах не было проведено систематического исследования влияния температур закалки на деформации

Таким образом, для выполнения поставленной задачи необходимо

1) разработать комплекс требований, предъявляемых к структуре стали для тяжелонагруженных штампов холодного деформирования,

2) на основе разработанных требований сделать обоснованный выбор сталей для исследования,

3) исследовать различные режимы упрочняющей термической обработки выбранных сталей,

4) определить структуру и механические свойства этих сталей до и после упрочняющей обработки,

5) произвести стойкостные испытания инструмента из исследуемых сталей в производственных условиях,

6) исследовать влияние температуры закалки на величину коробления сталей

Вторая глава посвящена обоснованию структуры стали для тяжелонагруженных штампов холодного деформирования и выбору сталей для исследования

Обязательным требованием для обеспечения высокой износостойкости и сопротивления смятию штампов холодного деформирования является высокая твердость инструментального материала - не ниже 62 631ГО.С

Заданный уровень твердости может быть достигнут при использовании нетеплостойких и полутеплостойких инструментальных сталей после закалки и низкого отпуска В результате сталь приобретает структуру мартенсит, карбиды и остаточный аустенит.

Однако такая структура не может обеспечить высокую стойкость инструмента, так как-

1) в присутствии остаточного аустенита при заданном уровне твердости инструмента снижается предел текучести стали на сжатие, что приводит к смятию рабочих кромок инструмента, возрастанию рабочих усилий и последующему хрупкому разрушению инструмента,

2) граница раздела фаз «мартенсит — остаточный аустенит» является источником зарождения микротрещин при циклическом упруго-

пластическом нагружении инструмента и снижает сопротивление стали малоцикловой усталости, что приводит или к выкрошиванию рабочих кромок инструмента или к его хрупкому разрушению, 3) наличие крупных карбидов, не связанных когерентно с матрицей, также вызывает снижение сопротивление стали малоцикловой усталости.

Положительное влияние этих карбидов, имеющих эвтектическое происхождение, заключается в том, что они не растворяются в твердом растворе при нагреве инструмента до закалочных температур и сдерживают рост зерна аустенита Однако получение мелкого зерна аустенита можно обеспечить путем закалки инструмента и от пониженных температур При этом для достижения необходимого уровня упрочнения необходимо растворить в аустените достаточное количество углерода и легирующих компонентов, т е в структуре стали должны присутствовать вторичные карбидные фазы такого химического состава, при котором обеспечивается их наиболее полное растворение в твердом растворе от пониженных температур закалки

Таким образом, для обеспечения высоких значений прочности, ударной вязкости и сопротивления малоцшсловой усталости при заданном и высоком уровне твердости 62 63HRC необходимо, чтобы в структуре стали после окончательной термической обработки

• сохранились зерна наименьшего размера;

• отсутствовали крупные карбиды,

• отсутствовал остаточный аустенит.

Следует отметить, что выполнение последнего условия возможно только при использовании инструментальных легированных сталей, упрочняемых дисперсионным твердением. Это обусловлено тем, что в результате отпуска этих сталей происходит практически полное превращение остаточного аустенита в мартенсит К сталям такого типа относятся холодноштамповые 6Х6ВЗМФС, 6Х4М2ФС, 8Х4В2С2МФ Однако тяжелонагруженный холодноштамповый инструмент из этих сталей имеет неудовлетворительную стойкость Это связано с тем, что стали 6Х6ВЗМФС и 6Х4М2ФС не обладают достаточно высокой твердостью (она не превышает 60 .61HRC), а сталь 8Х4В2С2МФ - прочностью и ударной вязкостью По указанным причинам для изготовления тяжелонагруженных штампов холодного деформирования широко применяют быстрорежущие стали, прежде всего сталь Р6М5

Известно, что максимальные значения прочности при изгибе (4300 4700М77а) и ударной вязкости (0,3 0,4МДж/м2) достигаются у стали Р6М5 после закалки 1160 . 1180°С и трехкратного отпуска 550 560°С При этом твердость инструмента из этой стали составляет 62 63HRC. Это позволяет обеспечить высокую стойкость холодновысадочных пуансонов при обработке конструкционных легированных сталей с твердостью 150 . 195НВ.

Следует подчеркнуть, что для тяжелых условий эксплуатации альтернативы стали Р6М5 среди холоднопггамповых сталей до настоящего времени не существовало

Вместе с тем, сталь Р6М5 как материал для изготовления тяжелонагруженного штампового инструмента, обладает рядом недостатков

1 Сталь Р6М5 является сталью ледебуритного класса, те в её структуре присутствуют крупные избыточные карбиды, в основном вольфрама и молибдена типа МвбС эвтектического происхождения, наличие которых недопустимо

2. Для достижения необходимого уровня твердости 62.. 63Ш.С и максимальной прочности инструмент из стали Р6М5 рекомендуют подвергать закалке от 1160. 1180°С Однако указанные температуры нагрева под закалку не могут обеспечить полное растворение вторичных карбидов типа МвбС После закалки от рекомендуемых температур в структуре стали Р6М5 остается ~12% (объемн) нерастворившихся эвтектических и вторичных карбидов, отдельные частицы которых достигают размеров 5 .ЛОмкм.

3 Использование стали Р6М5 тем более не оправдано, так как значительная часть её дефицитных и дорогостоящих легирующих компонентов (вольфрам, молибден и ванадий) не используется в процессе упрочнения они находятся в нерастворившихся при нагреве под закалку карбидах (~50% от объема всех карбидов стали)

4 Закалка от температур 1160.. 1180°С, более высоких по сравнению с другими штамповыми сталями, понижает технологические свойства стали Р6М5, а именно увеличивает склонность штампов к короблению, обезуглероживанию и окислению.

5 При рекомендуемых температурах закалки формируются зерна балла №12. Закалка от более низких температур для уменьшения размера зерна не позволяет получить необходимых твердости и прочности стали Р6М5 после отпуска

С учетом перечисленных недостатков стали Р6М5 для изготовления тяжелонагруженных штампов холодного деформирования необходимо выбирать сталь с меньшим количеством карбидов в структуре, особенно крупных, т.е. сталь, легированную вольфрамом и молибденом в меньшей степени, чем сталь Р6М5 К сталям такого типа относятся низколегированные быстрорежущие стали 11М5Ф и 95Х6МЗФЗСТ.

Сталь 11М5Ф является заэвтектоидной, а не ледебуритной, те эвтектические карбиды в её структуре отсутствуют Это позволяет практически полностью растворить легирующие компоненты стали 11М5Ф в аустените

Карбидная фаза стали 11М5Ф состоит в основном из вторичных карбидов Ме23С6 на основе хрома и карбидов МецС на основе молибдена Температура

растворения этих карбидов при нагреве под закалку заметно ниже, чем вольфрамомолибденовых карбидов МевС стали Р6М5

Сталь 95Х6МЗФЗСТ является сталью ледебуритного класса. В ее структуре также как и у стали Р6М5 присутствуют крупные, эвтектические карбиды ванадия типа МеС Однако их количество меньше, чем в стали Р6М5 Кроме того, известно, что эвтектические карбиды типа МецС в безвольфрамовых сталях с невысоким содержанием молибдена (~3%) и увеличенной концентрацией ванадия (~3%) отсутствуют.

Как и у стали 11М5Ф растворение вторичных карбидов стали 95Х6МЗФЗСТ в отсутствие вольфрама происходит при более низких температурах закалки, чем у стали Р6М5

Более низкие температуры закалки сталей 11М5Ф и 95Х6МЗФЗСТ позволяют рассчитывать на получение зерен меньшего размера, чем у стали Р6М5, и тем самым дополнительно обеспечить более высокие, чем у стали Р6М5, значения ударной вязкости и сопротивления малоцикловой усталости.

Таким образом, для исследований были выбраны: широко используемая сталь Р6М5 и, в соответствии с разработанными требованиями к структуре, низколегированные быстрорежущие стали 11М5Ф и 95Х6МЗФЗСТ В третьей главе описана методика исследования Выбранные для исследования марки сталей были выплавлены.

• сталь Р6М6 по ГОСТ 19265-73;

• сталь 11М5Ф по ТУ 14-131-932-98;

• сталь 95Х6МЗФЗСТ по ТУ 14-1-5079-91.

Образцы и опытная партия холодновысадочных пуансонов были изготовлены на заводе «Станконормаль» из исследуемых марок сталей, поставленных на завод в виде отожженного горячекатаного прутка 020мм

Фактический состав выплавленных для исследования сталей приведен в табл.1.

Методами металлографического анализа с помощью оптического микроскопа «КеоАмЛ 21» при увеличениях от 100х до 1000х оценивали •

• структуру (в отожженном и закаленном состоянии),

• балл карбидной неоднородности (ГОСТ 19265-73);

• величину зерна (ГОСТ 5639-81)

Для определения суммарной весовой доли карбидных фаз в исследуемых сталях, а также для изучения рентгеновским методом фазового состава карбидного осадка образцы растворяли в электролите следующего состава-50,мл концентрированной соляной кислоты и 5г лимонной кислоты на 1л дистиллированной воды

Продолжительность анодного растворения при плотности тока 0,02. 0,03А/см2 составляла 2 3 часа

Таблица1

Химический состав исследуемых сталей

Марка стали Содержание элементов, %

С Мп Сг V Мо Т1 в Р

Р6М5 0,84 0,35 0,45 4,20 1,74 5,32 6,05 — 0,02 0,02

11М5Ф 1,05 0,4 0,88 4,35 1,51 5,43 — — 0,02 0,02

95Х6МЗФЗСТ 0,94 0,55 0,44 6,10 2,70 3,15 — 0,35 0,02 0,02

После растворения металлической основы для удаления оксидов вольфрама и молибдена образцы промывали в 15%-ом водном растворе гидрооксида натрия ЫаОН, затем дистиллированной водой до исчезновения ЫаОН, что проверяли фенолфталеином После этого образцы промывали в горячей воде (90.. 100°С), в этиловом спирте, а затем сушили при 90°С. С поверхности просушенных образцов снимали карбидный осадок

Суммарную весовую долю карбидных фаз определяли как отношение веса карбидного осадка к весу растворенной части образца. Рентгеновским методом определяли

• фазовый состав сталей (в отожженном и закаленном состоянии);

• концентрацию углерода в мартенсите по асимметрии рентгеновских линий отражения,

• количество остаточного аустенита.

Съемку образцов выполняли на рентгеновском дифрактометре «Дрон-3» при следующих условиях ширина щелей 1мм и 0,2 5мм; ток рентгеновской трубки 1=9мА, напряжение рентгеновской трубки и=30кВ, излучения Fe^r„ (Я=1,934А) и СоКа (Я=1,790А), диапазон углов съемки 40°< 26 <80°. При съемке использовали фокусировку по Брэпу-Брентано с использованием монохроматора.

Твердость сталей измеряли на отожженных образцах по Бринеллю, для закаленных и отпущенных образцов по — Роквеллу (шкала «С»),

Прочность сталей после окончательной термической обработки определяли при сосредоточенном изгибе на призматических образцах размером 6x6x.70мм при расстоянии между опорами 60мм

Определение стрелы прогиба проводили по результатам испытаний образцов на сосредоточенный изгиб. За величину стрелы прогиба Г принимали значение максимальной деформации до разрушения на машинописной кривой «нагрузка - деформация».

Работу деформации образцов при сосредоточенном изгибе определяли как площадь под машинописной кривой «нагрузка - деформация» Площадь оценивали путем взвешивания бумажной фигуры, вырезанной по контуру

машинописной кривой Взвешивание выполняли на аналитических весах АД-200

Ударную вязкость определяли на маятниковом копре Шарпи с запасом энергии удара маятника 50Н м и расстоянием меду опорами 40мм Испытывали образцы без надреза размерами 8><8х55лш, которые прошли окончательную термическую обработку

Определение склонности стали к деформации при термической обработке (величину коробления) проводили на призматических шлифованных образцах 6x6x130мм Склонность к короблению (е) оценивали по прогибам в двух взаимно перпендикулярных плоскостях За суммарное коробление принимали

среднее геометрическое измерение значений прогибов с = + е2у Величину

прогиба - отклонение от прямолинейности - определяли с точностью 0,01лш индикатором часового типа при перемещении образцов по плите измерительной стойки

Стойкостные испытания пуансонов проводили в производственных условиях завода «Станконормаль» при выдавливании шестигранного углубления в винтах М 10x45 (ГОСТ 11738-84) на многопозиционном автомате А-1921 Обрабатываемый материал сталь 35 (ст„=500 600МПа)

В четвертой главе приведены результаты исследования структуры и свойств выбранных сталей в отожженном состоянии и после упрочняющей термической обработки

Твердость сталей в состоянии поставки составила 250НВ, 220НВ и 210НВ для сталей Р6М5, 11М5Ф и 95Х6МЗФЗСТ соответственно

В структуре стали Р6М5 присутствуют эвтектические карбиды достаточно большого размера (до 1 Омкм) Наряду с крупными эвтектическими карбидами наблюдаются также вторичные карбиды меньшего размера Распределение карбидов в стали Р6М5 равномерное и соответствует второму баллу карбидной неоднородности

В структуре стали 95Х6МЗФЗСТ также присутствуют крупные карбиды, однако их количество меньше, чем в стали Р6М5 Это эвтектические карбиды типа МеС. Характер распределения карбидов в стали 95Х6МЗФЗСТ более равномерный, чем в стали Р6М5, и соответствует первому баллу карбидной неоднородности

В структуре стали 11М5Ф нет крупных карбидов Это объясняется тем, что сталь 11М5Ф является заэвтектоидной, а не ледебуритной, т е эвтектические карбиды в ней практически отсутствуют Имеющиеся карбиды имеют вторичное происхождение Карбидная неоднородность стали 11М5Ф соответствует первому баллу

Данные рентгеновского фазового анализа показали, что карбиды всех трех исследуемых сталей представляют собой сложные карбиды типа Ме^С,

Ме23С6 и МеС. Суммарное весовое количество карбидной фазы составляет 21,3%, 15,2% и 10,0% в сталях Р6М5, 11М5Ф и 95Х6МЗФЗСТ соответственно

В табл.2 приведены данные о факгаческом фазовом составе карбидного осадка исследуемых сталей Р5М5, 11М5Ф и 95Х6МЗФЗСТ в отожженном состоянии.

Таким образом, структура отожженной стали 11М5Ф в наибольшей степени удовлетворяет требованиям, изложенным в гл.2. Это обусловлено отсутствием в структуре данной стали крупных эвтектических карбидов, понижающих сопротивление малоцикловой усталости

Влияние термической обработки на превращения, структуру и свойства исследуемых сталей позволило установить для них оптимальные режимы закалки и отпуска

Сталь Р6М5. Закалка стали в интервале температур 1100..1150°С приводит к полному растворению карбида на основе хрома и железа типа Ме2зСб В интервале температур 1150 .1190°С происходит незначительное растворение карбида на основе вольфрама и молибдена типа Ме6С Нагрев стали Р6М5 в интервале температур 1190..1250°С вызывает интенсивное растворение карбида на основе вольфрама и молибдена типа МееС Однако полного растворения карбида МевС не происходит, даже после закалки от температуры 1250°С на рентгенограмме четко выявляются линии этого карбида

Таблица 2

Фазовый состав карбидного осадка сталей Р5М5,11М5Ф и 95Х6МЗФЗСТ в отожженном состоянии

Сталь Карбидные фазы (по мере уменьшения весовой доли карбида в стали)

Р5М5 МейС эвтектические и вторичные Ме23С6 МеС

вторичные эвтектические

11М5Ф Ме23С6 вторичные Ме6С вторичные МеС вторичные

95Х6МЗФЗСТ МеС эвтектические МейС вторичные Ме23С6 вторичные

Установленные изменения фазового состава стали Р6М5 при закалке от различных температур предопределяют, соответственно, ее свойства после отпуска

Максимальная твердость стали Р6М5 достигается при температуре отпуска 560°С вне зависимости от температуры закалки, при этом с повышением температуры закалки, естественно, увеличивается и уровень вторичной твердости.

Зависимость предела прочности от температуры закалки носит экстремальный характер Максимальные значения предела прочности при изгибе характерны после закалки от температур 1140. 1200°С и достигают значений 4000 4ШМПа

Повышение предела прочности в интервале температур закалки 1100 1140°С обусловлено упрочняющим действием дисперсных карбидов, выделяющихся при отпуске Снижение прочности в интервале температур 1200 1250°С связано с увеличением размера зерна При закалке стали Р6М5 от температур 1160...1180°С, соответствующих получению после отпуска 550. 560°С необходимого уровня твердости тяжелонагруженных штампов 62.. 63HRC и максимальной прочности, зерно достигает величины, определяемой баллом №12.

Таким образом, оптимальным режимом термической обработки штампового инструмента из стали Р6М5 является

• закалка с температуры 1160 ..1180°С, охлаждение в масле;

• трехкратный отпуск 560°С.

После указанной термической обработки сталь Р6М5 приобретает следующие свойства твердость 63HRC; КС=0,2%МДж/м2, ег„„ =4400М77а

Следует отметить, что оптимальный режим термической обработки и полученные в нашем исследовании значения механических свойств стали Р6М5 близко совпадают с данными, полученными в более ранних работах.

Сталь 11М5Ф. Особенность структурного состава карбидов стали 11М5Ф состоит в том, что доля карбидов Ме^Сб наименее устойчивых при нагреве, значительно больше, чем у сталей Р6М5 и 95Х6МЗФЗСТ (см табл 2) Закалка стали в интервале 940 1000°С вызывает растворение карбида на основе хрома типа Me^jC« Нагрев от 1020°С до 1060°С сопровождается полным растворением карбида на основе молибдена типа Ме^С' после закалки от 1060°С линий этого карбида на рентгенограмме не наблюдается В интервале от 1060°С до 1100°С изменение фазового состава стали 11М5Ф не происходит Интенсивность линии карбида МеС на основе ванадия на рентгенограмме остается неизменной Также, по данным расчетов, неизменными остаются концентрация углерода в мартенсите и количество остаточного аустенита

Содержание углерода в мартенсите стали 11М5Ф при закалке от 1100°С составляет 0,62% и значительно больше, чем у стали Р6М5 после закалки от 1150°С - 0,36% Это объясняется тем, что сталь 11М5Ф содержит заметно больше карбидов типа Мв2зСб на основе хрома и железа, концентрация углерода в которых выше, чем в карбидах типа MegC

Максимум вторичной твердости стали 11М5Ф наблюдается при температуре отпуска 570°С, что несколько выше, чем для стали Р6М5 Это объясняется более высоким содержание углерода и легирующих компонентов в твердом растворе стали 11М5Ф после закалки

Для стали 11М5Ф так же, как и для стали Р6М5, с повышением температуры закалки вторичная твердость возрастает, при этом абсолютные значения твердости стали 11М5Ф выше, чем у стали Р6М5. Так, после закалки от температуры 1100°С и 1120°С и последующего отпуска максимальная твердость составляет 64НИС и 62НЯС для сталей 11М5Ф и Р6М5 соответственно. Это объясняется тем, что основной упрочняющей фазой при дисперсионном твердении у стали 11М5Ф является карбид Ме^С^ а у стали Р6М5 - карбид Ме2С, который с повышением температуры отпуска (до 700°С) или же в процессе отжига превращается, как известно, в карбид Ме^С

Зависимость прочности стали 11М5Ф от температуры закалки так же, как и для стали Р6М5 носит экстремальный характер Максимальные значения предела прочности при изгибе формируются в случае закалки от температур 1020...1080°С и достигают тех же значений, как и у стали Р6М5 -4000 .АШМПа

Однако при равных значениях твердости и прочности ударная вязкость стали 11М5Ф значительно выше, чем у стали Р6М5 После закалки и отпуска на твердость бЗЬЖС ударная вязкость стали Р6М5 составляет 0,28МДж/м2, а стали 11М5Ф - 0,48МДж/м2, те на 70% больше У стали 95Х6МЗФЗСТ после оптимальной термической обработки на твердость 62 ..бЗНЯС КС=0,35МДж/м2, что на 37% меньше, чем у стали 11М5Ф

В отдельных случаях (закалка от 1040°С и ниже на твердость 58 61Ш1С) при испытаниях на ударную вязкость образцы из стали 11М5Ф не разрушались, а изгибались, т.е происходила пластическая деформация (угловая деформация составляла ~5°) При этом остаточный аустенит (пластичная фаза) рентгеновским анализом не обнаружен

Повышенная ударная вязкость стали 11М5Ф обусловлена двумя причинами

1) после закалки этой стали от температур 1040 1060°С в её структуре сохраняется зерно балла №14, в отличие от сталей Р6М5 и 95Х6МЗФЗСТ, имеющих зерна балла №12 и №13 соответственно (при одинаковой твердости всех сталей после отпуска - 62. бЗНЯС), т.е. средняя площадь зерна у стали 11М5Ф составляет Ъмкм2, что в 4 раза меньше, чем у стали Р6М5, и в 2 раза - чем у стали 95Х6МЗФЗСТ,

2) в структуре заэвтектоидной стали 11М5Ф отсутствуют крупные эвтектические карбиды, наличие которых характерно для ледебуритных сталей Р6М5 и 95Х6МЗФЗСТ.

Особенно важным является то обстоятельство, что сталь 11М5Ф после закалки имеет особенно мелкозернистую структуру, поэтому разрушение этих сталей имеет принципиально иной характер, чем сравниваемых сталей.

Так, после закалки от 1060°С и более низких температур разрушение при сосредоточенном изгибе образцов из стали 11М5Ф сопровождалось заметной пластической деформацией, тогда как образцы из стали Р6М5 разрушались

более хрупко Об этом свидетельствует величина стрелы прогиба, предшествующего разрушению образцов из этих сталей После термической обработки на максимальную прочность прогиб образцов для стали Р6М5 составил 0,33мм, а для стали 11М5Ф - 0,43лш, что на 30% больше Повышенная пластичность стали 11М5Ф дополнительно подтверждается работой пластической деформации, определенной при испытаниях образцов на изгиб Эта работа для стали 11М5Ф в 2,6 раза больше, чем для Р6М5

Таким образом, оптимальным режимом термической обработки штампового инструмента из стали 11М5Ф является

• закалка от температуры 1040 1060°С, охлаждение в масле;

• трехкратный отпуск 570°С

В результате указанной обработки сталь 11М5Ф приобретает следующие свойства- твердость 63Ш.С, КС=ЪА%МДж/м2, сг,„=4400МЯа

После закалки стали 11М5Ф с нагревом от температур, обеспечивающего необходимый и, в месте с тем, высокий уровень вторичной твердости (62 63ИКС), она сохраняет весьма мелкое зерно (балла №14), которое предопределяет в значительной степени повышенные значения ударной вязкости этой стали

Главная причина этого состоит в пониженных температурах закалки стали 11М5Ф 1040 1060°С вместо 1160 1180°С у стали Р6М5.

Другая причина особенно мелкозернистого строения закаленной стали 11М5Ф заключается в том, что в ее структуре формируются в большом количестве очень мелкие карбиды на основе ванадия типа МеС, которые равномерно распределены в стали.

Происхождение очень мелких вторичных карбидов типа МеС в стали 11М5Ф обусловлено особенностями ее состава, а именно наличием кремния (по ТУ14-131-932-98 содержание - 0,6. 1,0%) Известно, что наличие кремния в молибденовых сталях приводит к тому, что в процессе горячей пластической деформации и последующего отжига происходит двухфазный распад метастабильного карбида типа М2С на стабильные карбиды типа М^С и МеС Эти карбиды имеют очень мелкие размеры и равномерно распределяются по объему Карбиды типа МеС сдерживают рост зерен аустенита при нагреве инструмента из этой стали до закалочных температур

Сталь 95Х6МЗФЗСТ. Для стали 95Х6МЗФЗСТ, так же, как и для сталей Р6М5 и 11М5Ф, можно установить наличие характерных интервалов закалочных температур Нагрев стали до температуры 1020°С приводит к полному растворению карбида типа МегзСв Заметен рост количества остаточного аустенита при изменении температуры закалки от 1020°С до 1160°С Так же, как и в стали 11М5Ф, это соответствует растворению карбида на основе молибдена типа Ме6С При закалке от 1160°С линия этого карбида на рентгенограмме отсутствует Однако, в отличие от стали 11М5Ф, количество остаточного аустенита в стали 95Х6МЗФЗСТ существенно ниже Повышение

температуры закалки от 1020°С до 1100°С приводит к увеличению количества остаточного аустенита в стали 11М5Ф до 43%, а в стали 95Х6МЗФЗСТ - до 20%

Более низкое количество остаточного аустенита в стали 95Х6МЗФЗСТ объясняется меньшим содержанием углерода и легирующих компонентой в твердом растворе после закалки, что, в свою очередь, предопределяет более низкую твердость как после закалки, так и после отпуска

Максимум вторичной твердости стали 95Х6МЗФЗСТ формируется при отпуске 540°С, что обусловлено меньшей устойчивостью остаточного аустенита при нагреве из-за невысокой легированности твердого раствора

Для получения твердости 62 бЗНЯС инструмент необходимо закаливать от температур 1120. 1160°С, что существенно выше, чем для стали 11М5Ф (Ю40...1060°С)

Нагрев стали 95Х6МЗФЗСТ до более высоких, чем для стали 11М5Ф, температур закалки вызывает заметный рост зерен аустенита.

Микроанализ закаленных образцов показывает, что при закалке от температур 1120 ..1140°С сохраняется зерно, оцениваемое 13 баллом.

Более крупное зерно в стали 95Х6МЗФЗСТ после окончательной термической обработки обусловливает не столь высокие, как у стали 11М5Ф механические свойства Прочность отпущенной стали 95Х6МЗФЗСТ в зависимости от температуры закалки меняется по экстремальному закону и достигает своего максимума (~4300Л477а) при закалке от температур 1100 ..1160°С.

При равной прочности сталь 95Х6МЗФЗСТ уступает стали 11М5Ф в ударной вязкости, но несколько превосходит в этом свойстве сталь Р6М5

Таким образом, оптимальным режимом термической обработки штампового инструмента из стали 95Х6МЗФЗСТ является.

• закалка от температуры 1120 ..1140°С, охлаждение в масле,

• трехкратный отпуск при 540°С.

После указанной термической обработки сталь 95Х6МЗФЗСТ приобретает следующие свойства- твердость 62.. 631ЖС, КС=0,35МДж/м2; ст„„=4300М77а

Вместе с тем следует отметить, что после оптимальной термической обработки в структуре стали 95Х6МЗФЗСТ сохраняется значительное количество карбидов ванадия, не растворившихся при нагреве под закалку и являющихся концентраторами действующих напряжений в процессе эксплуатации штампов. На рентгенограмме закаленной стали отчетливо выявляются линии этого карбида

Кроме того, значительное количество карбидов ванадия предопределяет крайне плохую шлифуемость инструмента из этой стали, так как твердость этих карбидов (2800 ..ЗОООНУ) больше твердости режущих зерен электрокорунда (2100 .2500НУ) шлифовальных кругов Данное обстоятельство было отмечено

как в ходе изготовления нами опытной партии холодновысадочных пуансонов на заводе «Станконормаль», так и в ряде более ранних работ

Шлифуемость холодновысадочных пуансонов из сталей Р6М5 и 11М5Ф, изготовленных на заводе «Станконормаль», была одинаковой, что объясняется пониженным содержанием ванадия в этих сталях.

Промышленное опробование сталей в сравнительных испытаниях на заводе «Станконормаль» показало явное преимущество стали 11М5Ф перед сталями Р6М5 и 95Х6МЗФЗСТ Стойкость пуансонов из стали 11М5Ф в 2,5.. 3 раза выше, чем стойкость пуансонов из сталей 95Х6МЗФЗСТ и Р6М5 При существенно более высокой стойкости сталь 11М5Ф обеспечивает и большую стабильность стойкости, которая оценивается значениями коэффициента вариации и количеством случайных поломок

Сталь 95Х6МЗФЗСТ в проведенных испытаниях имела стойкость практически равную со сталью Р6М5 Предпочтение следует отдать стали 95Х6МЗФЗСТ в связи с тем, что некоторые пуансоны из этой стали работали по материалу с повышенной твердостью, и, соответственно, прочностью. Однако преимущества стали 95Х6МЗФЗСТ перед сталью Р6М5 могут быть реализованы только в случае применения стали 95Х6МЗФЗСТ для малошлифуемого инструмента, так как шлифуемость этой стали неудовлетворительная.

Результаты стойкостных испытаний пуансонов из выбранных сталей хорошо согласуются с теоретическими предпосылками, сформулированными в гл 2, и надежно подтверждаются проведенными исследованиями

Таким образом, преимущества стали 11М5Ф по структуре перед сталями Р6М5 и 95Х6МЗФЗСТ заключаются в следующем-

1. Существенно более мелким зерном (балла №14) после окончательной термической обработки на необходимо высокий и заданный уровень твердости 62 бЗНЯС Средняя площадь зерна стали 11М5Ф в 4 раза меньше, чем у стали Р6М5 (балл №12), чем стали 95Х6МЗФЗСТ (балл №13)

Это объясняется значительно более низкой температурой закалки стали 11М5Ф (1040 1060°С), обеспечивающей вторичную твердость 62. бЗНЯС: на 120°С и 80°С меньше, чем у сталей Р6М5 и 95Х6МЗФЗСТ соответственно, а также присутствием мелких карбидов ванадия (1. .2мкм), которые равномерно распределены в структуре этой стали и дополнительно сдерживают рост зерен аустенита при нагреве до закалочных температур

2. Отсутствием в структуре стали 11М5Ф крупных эвтектических карбидов, понижающих и ударную вязкость и сопротивление малоцикловой усталости

Это объясняется тем, что сталь 11М5Ф является практически заэвтектоидной, а не ледебуритной сталью, и поэтому нагрев стали 11М5Ф до наиболее низких температур закалки (1040 ,1060°С) приводит к полному

растворению вторичных карбидов МегзСб и МецС, тогда как в структуре ледебуритных сталей Р6М5 и 95Х6МЗФЗСТ присутствуют нерастворенные при закалке крупные эвтектические карбиды Ме6С и МеС. Повышенной растворимости вторичных карбидов Ме23Са и Ме6С стали 11М5Ф способствует и то, что это молибденовые карбиды, а не более устойчивые карбиды, в состав которых входит вольфрам (сталь Р6М5) или ванадий (сталь 95Х6МЗФЗСТ)

Установленные особенности структуры стали 11М5Ф обеспечивают ей большое преимущество в ударной вязкости, повышают ее сопротивление малоцикловой усталости и увеличивают стойкость тяжелонагруженных штампов холодного деформирования

В пятой главе рассмотрено влияние температуры закалки на коробление сталей Р6М5 и 11М5Ф

Для обеих сталей зависимость величины коробления от температуры закалки принципиально одинакова - это кривая с минимумом Оптимальные температуры закалки, обеспечивающие минимальные коробления, составляют 1200 ,.1220°С и 1020. 1060°С для сталей Р6М5 и 11М5Ф, соответственно При закалке от этих температур обеспечивается оптимальное соотношение между концентрацией углерода в мартенсите и количеством остаточного аустенита -факторами, первый из которых увеличивает, а второй уменьшает удельный объем стали

Для стали Р6М5 минимум коробления достигается при концентрации углерода в мартенсите, равном 0,45%, и количестве остаточного аустенита около 27%

Содержание углерода в стали 11М5Ф более высокое, чем в стали Р6М5, карбиды этой стали не содержат вольфрама. Они интенсивнее растворяются в твердом растворе при более низких температурах нагрева Поэтому после закалки от 1060°С содержание углерода в мартенсите стали 11М5Ф заметно выше, чем в стали Р6М5, и составляет 0,62% Естественно, что минимальное коробление при такой высокой концентрации углерода в мартенсите достигается при большем содержании остаточного аустенита — около 42%

При закалке от более низких температур (нисходящие ветви зависимости «коробление - температура закалки») величина коробления определяется, главным образом, структурными напряжениями При таких температурах происходит в основном растворение карбида на основе Ме2зСб с большим содержанием углерода, чем в карбиде Ме6С При этом в результате закалки образуется мартенсит, а количество остаточного аустенита еще невелико

При повышении температуры и приближении её к оптимальной в структуре увеличивается количество остаточного аустенита, компенсируя прирост объема, структурные напряжения при этом снижаются и, соответственно, уменьшается величина коробления

Минимальные деформации стали 11М5Ф наблюдаются при закалке от температур интенсивного растворения карбида Ме6С (1020 1060°С) При

растворении этого карбида насыщение твердого раствора основными легирующими компонентами происходит в большей, а углеродом в меньшей степени, чем при растворении карбида Ме^Се При этом увеличение удельного объема мартенсита меньше, чем при закалке от более низких температур

При повышении температуры сверх оптимальной (восходящая ветвь зависимости «температура закалки - коробление») количественное соотношение между фазами меняется мало. Об этом свидетельствует заметное замедление прироста количества остаточного аустенита при повышении температуры закалки. Более того, после закалки от 1060°С стали 11М5Ф, являющейся заэвтектоидной, достигается практически полное растворение карбида Ме6С. Такой эффект невозможен для стали Р6М5, являющейся традиционной ледебуритной быстрорежущей сталью

В верхнем интервале температур коробление возрастает, так как происходит растворение карбидов ванадия, содержание углерода в которых значительно больше, чем в карбидах МецС и Ме2зСб Это приводит к увеличению удельного объема мартенсита, при незначительном возрастании доли остаточного аустенита и структурные напряжения растут.

Абсолютные значения минимальной величины коробления стали 11М5Ф ниже, чем у стали Р6М5 примерно на 25% (0,027мм и 0,035лш соответственно) По-видимому, это связано с тем, что температуры нагрева под закалку стали 11М5Ф, ниже, чем стали Р6М5

Минимальное коробление стали 11М5Ф достигается при закалке от температур, рекомендуемых для штампового инструмента (1040 1060°С), а стали Р6М5 — для режущего (1210 ,1230°С) При использования стали Р6М5 для изготовления штампового инструмента температура закалки составляет 1160. .1180°С, величина коробления при этом (0,047лш), что на ~80% больше, чем у инструмента из стали 11М5Ф

Деформации стали 11М5Ф при закалке от температур 1140...1160°С (так закаливают режущий инструмент из этой стали) практически равны минимальным, получаемым для стали Р6М5

Таким образом, при изготовлении холодновысадочного штампового инструмента сталь 11М5Ф предпочтительней стали Р6М5 не только из-за более высокой стойкости и меньшей стоимости, но также и вследствие меньшего коробления при закалке

При изготовлении режущего инструмента величины коробления обеих сталей близки

Основные выводы

1. На основе анализа условий эксплуатации и причин разрушения тяжелонагруженных штампов холодного деформирования определены и сформулированы требования, предъявляемые к свойствам сталей для такого инструмента и их структуре, обеспечивающей эти свойства

2 Показано, что наибольшая стойкость тяжелонагруженных штампов холодного деформирования, теряющих работоспособность по причине хрупкого разрушения преимущественно из-за малоцикловой усталости, достигается при условии сочетания высоких значений твердости (62 бЗНЯС) и ударной вязкости, а также прочности

3. Установлено, что для обеспечения указанных в п2 требований к свойствам штамповых сталей с твердостью (62 ..бЗНЯС), при отсутствии остаточного аустенита, который, как известно, уменьшает сопротивление сталей малоцикловой усталости и снижает предел текучести на сжатие, их структура должна отвечать следующим требованиям-

• должна быть особенно мелкозернистой,

• в структуре не допускается присутствие крупных эвтектических карбидов,

• вторичные карбиды стали должны полностью растворяться в аустените при нагреве до наиболее низких температур закалки для получения мелких зерен аустенита и высокой концентрации в нем углерода и легирующих компонентов, обеспечивая вместе с тем вторичную твердость 62 . бЗНЯС.

4 Выдвинуто положение о том, что из всех известных сталей для тяжелонагруженных штампов холодного деформирования сформулированным требованиям отвечает структура быстрорежущей заэвтектоидной молибденовой стали 11М5Ф, разработанной на кафедре «Металловедение» МГТУ «Станкин»

5 Для экспериментальной проверки разработанных положений были выбраны следующие быстрорежущие стали разного структурного класса

• вольфраммолибденовая сталь ледебуритного класса Р6М5 (ГОСТ19265-73) с большим количеством эвтектических карбидов на основе вольфрамомолибденового карбида типа Ме6С — до 10 12% (масс ),

• молибденовая сталь ледебуритного класса 95Х6МЗФЗСТ (ТУ14-1-5079-91) со сравнительно небольшим количеством эвтектических карбидов на основе карбида ванадия типа МеС - 3 ..3,5% (масс ),

• молибденовая заэвтектоидная сталь 11М5Ф (ТУ14-131-932-98), в структуре которой отсутствуют крупные эвтектические карбиды.

6 Исследование структуры выбранных сталей до и после термической обработки показало, что сталь 11М5Ф полностью удовлетворяет сформулированным требованиям, так как: '

• в ней отсутствуют крупные эвтектические карбиды, являющиеся источниками зарождения микротрещин,

• карбидная фаза этой стали состоит, главным образом, из вторичных карбидов типа Мв2зСб и МвбС на основе хрома и молибдена, которые полностью растворяются в аустените при нагреве до наиболее низких по сравнению с другими сталями температур закалки: 1040.. 1060°С. Эта особенность стали 11М5Ф позволяет получить мелкозернистую структуру (балла №14) в сочетании с высокой твердостью (до бЗНЯС) в результате дисперсионного твердения при отпуске. В сталях Р6М5 и 95Х6МЗФЗСТ, у

которых для получения вторичной твердости 62. 63НЯС температуры закалки выше, чем у стали 11М5Ф на 120°С и на 80°С соответственно, размер зерен оценивается баллами №12 и №13, те. средняя площадь их зерен в 4 и в 2 раза соответственно больше, чем у стали 11М5Ф

7 Показано, что присутствие мелких (до 1 2мкм) и равномерно распределенных в структуре стали 11М5Ф карбидов ванадия типа МеС дополнительно способствует получению в ней мелкозернистой структуры.

8. Исследование влияния термической обработки на превращения, структуру и свойства выбранных сталей позволило установить следующее

• оптимальный режим термической обработки стали Р6М5 для тяжелонагруженных штампов холодного деформирования — закалка от температуры 1160. 1180°С, охлаждение в масле и последующий трехкратный отпуск при температуре 560°С. После указанной обработки сталь Р6М5 получает твердость 63НЯС, КС={),28МДж/м2, ст,«=4400М77а.

• оптимальный режим термической обработки стали 11М5Ф - закалка от температуры 1040. 1060°С, охлаждение в масле и последующий трехкратный отпуск при температуре 570°С. После указанной обработки сталь 11М5Ф получает: твердость 631ГО.С, КС=0,48МДж/м2, ст^=4400МПа

• оптимальный режим термической обработки стали 95Х6МЗФЗСТ — закалка от температуры 1120 1140°С, охлаждение в масле и последующий трехкратный отпуск при температуре 540°С. После указанной обработки сталь 95Х6МЗФЗСТ получает, твердость 62. 63ШС, КС=0,35МДж/м2, а,„=4ШМ1а

Характерно, что после выбранной термической обработки изученных сталей по оптимальным режимам их предел прочности (<тш) имеет максимальные и близкие значения: 4300 А400МПа

9 Установлено, что при равных значениях твердости и прочности сталь 11М5Ф имеет значительно более высокую ударную вязкость, чем стали Р6М5 и 95Х6МЗФЗСТ. Ударная вязкость стали 11М5Ф (0,48МДж/м2) на 70% и на 37% больше ударной вязкости сталей Р6М5 (0,28МДж/м2) и 95Х6МЗФЗСТ (0,35 МДж/м) соответственно Одновременно с этим выявлена повышенная пластичность образцов из стали 11М5Ф при испытаниях на сосредоточенный изгиб - в 2,6 раза больше, чем у стали Р6М5 по величине работы, затраченной на пластическую деформацию

10 Результаты стойкостных испытаний показали, что сталь 11М5Ф имеет явное преимущество перед сталями Р6М6 и 95Х6МЗФЗСТ Стойкость пуансонов из стали 11М5Ф в 2,5. .3 раза выше, чем стойкость пуансонов из сталей 95Х6МЗФЗСТ и Р6М5 Кроме того, при существенно более высокой стойкости сталь 11М5Ф обеспечивает и большую стабильность стойкости холодновысадочного инструмента

11 Минимальное коробление сталей Р6М5 и 11М5Ф достигается при закалке от температур, при которых происходит интенсивное растворение

карбида типа Ме^С При этом обеспечиваются определенные для каждой стали соотношения между концентрацией углерода в мартенсите и количеством остаточного аустенита. Абсолютные значения минимальной величины коробления стали 11М5Ф ниже, чем у стали Р6М5 примерно на 25%

12 Минимальное коробление стали 11М5Ф достигается при закалке от температур, рекомендуемых для штампового (1040..Л060°С), а стали Р6М5 -для режущего (1210. 1230°С) инструментов.

13 По результатам стойкостных испытаний установлено, что сталь 95Х6МЗФЗСТ не уступает по свойствам стали Р6М5. Однако существенным недостатком стали 95Х6МЗФЗСТ является ее плохая шлифуемость Шлифуемость стали 11М5Ф не отличается от шлифуемости стали Р6М5

Основные положения диссертации изложены в следующих публикациях

14 Адаскин А М , Кремнев Л С , Сапронов И Ю Выбор стали и режима термической обработки холодновысадочных пуансонов, формирующих шестигранное углубление в заготовках винтов // Вестник машиностроения, 2005, №9 - С.25-28

15 Адаскин АМ, Кремнев ЛС, Сапронов ИЮ Сталь повышенной прочности и ударной вязкости для производства холодновысадочных пуансонов // Сборник тезисов ХЫУ Международной конференции «Актуальные проблемы прочности», г Вологда, 2005 -С.155-156

16 Адаскин А М , Кремнев Л С , Сапронов И Ю Влияние температуры закалки на коробление сталей Р6М5 и 11М5Ф. // Технология металлов, 2006, №7 — С.26-28

Подписано в печать 14 02 2007г. Формат 60x84/16

Печать офсетная Уел печ л 1,1 Уч -изд л 0,9

Тираж 100 экз Заказ £0

Ротапринт МАДИ (ГТУ) 125319, Москва, Ленинградский просп , 64

ОГЛАВЛЕНИЕ.- 2

ВВЕДЕНИЕ. ЦЕЛИ ИССЛЕДОВАНИЯ.- 4

ГЛАВА 1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА.- 8

1.1. Особенности работы штампов холодного деформирования и причины отказа инструмента.- 8

1.1.1. Особенности работы штампового инструмента.- 8

1.1.2. Причины отказа тяжелонагруженного штампового инструмента.-13

1.2. Требования, предъявляемые к свойствам материала и его структуре, при изготовлении тяжелонагруженных штампов холодного деформирования.-18

1.2.1. Высокое сопротивление изнашиванию.-18

1.2.2. Высокая прочность и ударная вязкость.- 20

1.2.3. Высокое сопротивление пластической деформации.- 22

1.2.4. Технологические свойства.- 25

ГЛАВА 2. ОБОСНОВАНИЕ СТРУКТУРЫ СТАЛИ ДЛЯ ТЯЖЕЛОНАГРУЖЕННЫХ ШТАМПОВ ХОЛОДНОГО ДЕФОРМИРОВАНИЯ И ВЫБОР СТАЛЕЙ ДЛЯ

ИССЛЕДОВАНИЯ.- 31

2.1. Комплексный анализ требований, предъявляемых к структуре стали для тяжелонагруженных штампов холодного деформирования.-312.2. Инструментальные материалы, применяемые для изготовления штампов холодного деформирования.- 34

2.2.1. Твердые сплавы.- 34

2.2.2. Инструментальные стали.- 35

ГЛАВА 3. МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ.- 45

3.1. Изготовление опытных образцов и инструмента для проведения стойкостных испытаний.- 45

3.2. Металлографический анализ.- 45

3.3. Определение весового количества карбидной фазы.- 47

3.4. Рентгеновский фазовый анализ.- 48

3.5. Определение механических свойств.- 52

3.6. Определение склонности стали к деформации при термической обработке.- 53

3.7. Стойкостные испытания.- 54

ГЛАВА 4. РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ.- 56

4.1. Структура и свойства сталей в отожженном состоянии.- 56

4.2. Влияние термической обработки на превращения, структуру и свойства сталей.- 61

4.2.1. Сталь Р6М5.-61

4.2.2. Сталь 11М5Ф.-704.2.3. Сталь 95Х6МЗФЗСТ.- 87

4.3. Промышленное опробование сталей.- 96

ГЛАВА 5. ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ ЗАКАЖИ НА

КОРОБЛЕНИЕ СТАЛЕЙ Р6М5 И 11М5Ф.- 101

ВЫВОДЫ.-106

Изготовление деталей методами холодной пластической деформации получило широкое распространение в крупносерийном и массовом производстве. Это объясняется, в первую очередь, более рациональным использованием металла заготовки, чем в случае резания, а также высокой производительностью процесса за счет его автоматизации, что в конечном итоге снижает себестоимость изделия.

Штамповый инструмент для холодного деформирования можно разделить на пять основных групп в зависимости от основных операций штамповки [1]: резка - отрезка, вырубка, пробивка, просечка; гибка - гибка, скручивание; вытяжка - вытяжка, обтяжка, протяжка; формовка -рельефная формовка, растяжка, отбортовка, правка; объемная штамповка -прессование, высадка, редуцирование, калибровка, чеканка.

Тяжелонагруженными операциями являются: объемная штамповка (прессование, высадка, редуцирование) и резка (вырубка и пробивка).

При этих операциях штамповый инструмент находится в сложнонапряженном состоянии, подвержен большим давлениям (~2500М7а и более), а в отдельных случаях (вырубные штампы, холодновысадочные пуансоны) высоким динамическим и циклическим нагрузкам. Кроме того, происходит нагрев рабочих частей штампового инструмента за счет выделения тепла деформации и трения.

Такие тяжелые условия эксплуатации штампового инструмента предопределяют его работоспособность и стойкость, которые во многих случаях являются неудовлетворительными.

Другие операции холодной штамповки (гибка, вытяжка, формовка) не вызывают особых осложнений, связанных со стойкостью штампового инструмента, т.к. условия его работы достаточно благоприятны: относительно низкое давление, практически отсутствие нагрева.

Для обеспечения удовлетворительной стойкости тяжелонагруженного инструмента штамповый материал должен иметь комплекс определенных свойств: высокую твердость; высокие значения предела прочности и текучести при сжатии; высокое сопротивление малоцикловой усталости; удовлетворительную ударную вязкость (при работе штампа с динамическими нагрузками); удовлетворительную теплостойкость.

Этому комплексу требований отвечают инструментальные стали и в меньшей степени твердые сплавы.

Кроме перечисленных выше требований стали должны быть достаточно технологичными: иметь малую склонность к деформациям при термической обработке; хорошо обрабатываться шлифованием; иметь высокую прокаливаемость. Склонность стали к деформациям и её шлифуемость особенно важны для инструмента сложной формы. Кроме того, склонность стали к деформациям важна для инструмента, обладающего малой жесткостью.

Комплекс свойств, предъявляемых к материалам тяжелонагруженных штампов холодного деформирования штампа, можно обеспечить путем рационального выбора марки стали и получением соответствующей структуры в результате окончательной термической обработки инструмента из этой стали.

В настоящее время известны многочисленные марки сталей для штампов холодного деформирования. Однако, до сих пор не было сделано обоснованного выбора из их числа стали с наиболее высокими эксплуатационными и технологическими свойствами для тяжелонагруженных штампов холодного деформирования.

Настоящая работа посвящена исследованию и выбору на его основе стали и режимам её термической обработки для изготовления тяжелонагруженного холодноштампового инструмента.

ЦЕЛИ ИССЛЕДОВАНИЯ:

1) Разработать требования, предъявляемые к структуре стали для обеспечения высокой стойкости тяжелонагруженных штампов холодного деформирования.

2) На основе разработанных требований произвести обоснованный выбор стали, обладающей наиболее высокими эксплуатационными и технологическими свойствами.

3) Разработать оптимальный режим термической обработки выбранной стали, обеспечивающий максимальную стойкость инструмента.

4) Выполнить стойкостные испытания тяжелонагруженных штампов из выбранной стали в заводских условиях для подтверждения разработанных теоретических положений.

НАУЧНАЯ НОВИЗНА заключается в разработке концепции, реализация которой обеспечила значительное повышение стойкости тяжелонагруженных штампов холодного объемного деформирования.

Концепция включает следующие положения:

1) Для увеличения сопротивления инструментальной стали малоцикловой усталости - главной причины разрушения тяжелонагруженных штампов -необходимо увеличить твердость стали и, вместе с тем, ее ударную вязкость до более высоких значений, чем у известных и лучших сталей аналогичного назначения (быстрорежущая сталь Р6М5 ледебуритного класса и др.) Увеличение твердости последних более 60-^61HRC приводит к преждевременному хрупкому разрушению инструментов.

2) Для решения поставленной задачи структура стали с твердостью 62-S-63HRC должна отличаться особенно мелкозернистым строением, отсутствием крупных карбидов (концентраторов напряжений) и остаточного аустенита.

3) Выбрана заэвтектоидная быстрорежущая сталь 11М5Ф, которая отвечает установленным требованиям. Эта сталь упрочняется при отпуске большим количеством карбидов Ме2зСб на основе железа, хрома и молибдена. Эти карбиды имеют наиболее низкие среди карбидов легирующих компонентов температуры растворения в аустените при нагреве инструментов в процессе их закалки. Закалка от пониженных температур позволяет сохранить мелкозернистую структуру стали.

4) Выбор стали 11М5Ф и ее термическая обработка по режимам, предложенным в исследовании, обеспечили высокие значения твердости (62-f-63HRC) и ударной вязкости в 1,7 раза больше, чем у стали Р6М5, как результат: особо мелкозернистой структуры балла №14 (средняя площадь зерен аустенита в 4 раза меньше, чем у стали Р6М5); отсутствия крупных эвтектических карбидов; отсутствия остаточного аустенита, который полностью распадается при отпуске.

ПРАКТИЧЕСКАЯ ЦЕННОСТЬ работы заключается в том, что стойкость тяжелонагруженных пуансонов холодновысадочных автоматов, изготовленных из стали 11М5Ф и упрочненных по предложенным режимам, в условиях завода «Станконормаль», увеличилась в 2,5-^3 раза в сравнении с инструментами из стали Р6М5.

-106 -выводы.

1. На основе анализа условий эксплуатации и причин разрушения тяжелонагруженных штампов холодного деформирования определены и сформулированы требования, предъявляемые к свойствам сталей для такого инструмента и их структуре, обеспечивающей эти свойства.

2. Показано, что наибольшая стойкость тяжелонагруженных штампов холодного деформирования, теряющих работоспособность по причине хрупкого разрушения преимущественно из-за малоцикловой усталости, достигается при условии сочетания высоких значений твердости (62-r63HRC) и ударной вязкости, а также прочности.

3. Установлено, что для обеспечения указанных в п.2 требований к свойствам штамповых сталей с твердостью (62-r63HRC), при отсутствии остаточного аустенита, который, как известно, уменьшает сопротивление сталей малоцикловой усталости и снижает предел текучести на сжатие, их структура должна отвечать следующим требованиям: а) она должна быть особенно мелкозернистой; б) в структуре не допускается присутствие крупных эвтектических карбидов; в) вторичные карбиды стали должны полностью растворяться в аустените при нагреве до наиболее низких температур закалки для получения мелких зерен аустенита и высокой концентрации в нем углерода и легирующих компонентов, обеспечивая вместе с тем вторичную твердость 62-63HRC.

4. Выдвинуто положение о том, что из всех известных сталей для тяжелонагруженных штампов холодного деформирования сформулированным требованиям отвечает структура быстрорежущей заэвтектоидной молибденовой стали 11М5Ф.

5. Для экспериментальной проверки разработанных положений были выбраны следующие быстрорежущие стали разного структурного класса: а) вольфраммолибденовая сталь ледебуритного класса Р6М5 (ГОСТ 1926573) с большим количеством эвтектических карбидов на основе вольфрамомолибденного карбида типа МевС - до 10+12% (масс.); б) молибденовая сталь ледебуритного класса 95Х6МЗФЗСТ (ТУ 14-1-507991) со сравнительно небольшим количеством эвтектических карбидов на основе карбида ванадия типа МеС- 3+3,5% (масс.); в) молибденовая заэвтектоидная сталь 11М5Ф (ТУ 14-131-932-98) в структуре которой отсутствуют крупные эвтектические карбиды.

6. Исследование структуры выбранных сталей до и после термической обработки показало, что сталь 11М5Ф полностью удовлетворяет сформулированным требованиям, т.к.: в ней отсутствуют крупные эвтектические карбиды, являющихся источниками зарождения микротрещин; карбидная фаза этой стали состоит, главным образом, из вторичных карбидов типа Ме6С и Ме2зС6 на основе молибдена и хрома, которые полностью растворяются в аустените при нагреве до наиболее низких в сравнении с другими сталями температур закалки: 1040°С+1060°С. Эта особенность стали 11М5Ф позволяет получить мелкозернистую структуру. (14 балла) в сочетании с высокой твердостью (до 63HRC) в результате дисперсионного твердения при отпуске. В сталях Р6М5 и 95Х6МЗФЗСТ, у которых для получения вторичной твердости 62+63HRC температуры закалки выше, чем у стали 11М5Ф на 120°С и на 80°С соответственно, размер зерен оценивается 12 и 13 баллами, т.е. средняя площадь их зерен в 4 и в 2 раза соответственно больше, чем у стали 11М5Ф.

7. Показано, что присутствие мелких (до 1+2мкм) и равномерно распределенных в структуре стали 11М5Ф карбидов ванадия типа МеС дополнительно способствует получению в ней мелкозернистой структуры.

8. Исследование влияния термической обработки на превращения, структуру и свойства выбранных сталей позволило установить следующее: а) оптимальный режим термической обработки стали Р6М5 для тяжелонагруженных штампов холодного деформирования - закалка от температуры 1160°01180°С, охлаждение в масле и последующий трехкратный отпуск при температуре 560°С. После указанной обработки сталь Р6М5 получает: твердость 63HRC; КС=0,2$МДж/м2; аю=4400МПа. б) оптимальный режим термической обработки стали 11М5Ф - закалка от температуры 1040°01060°С, охлаждение в масле и последующий трехкратный отпуск при температуре 570°С. После указанной обработки сталь 11М5Ф получает: твердость 63HRC; КС=0,48МДж/м ; изг=4ШМПа. в) оптимальный режим термической обработки стали 95Х6МЗФЗСТ-закалка от температуры 1120°01140°С, охлаждение в масле и последующий трехкратный отпуск при температуре 540°С. После указанной обработки сталь 95Х6МЗФЗСТ получает: твердость 624-63HRC; КС=0,35 МДж/м2; (ти,=4ШМПа.

Характерно, что после выбранной термической обработки изученных сталей по оптимальным режимам их предел прочности (аизг) имеет максимальные и близкие значения: 4300^-4400 МПа.

9. Установлено, что при равных значениях твердости и прочности сталь

11М5Ф имеет значительно более высокую ударную вязкость, чем стали Р6М5 и 95Х6МЗФЗСТ. Ударная вязкость стали 11М5Ф (0,48МДж/м2) на 70% и на 37%) больше ударной вязкости сталей Р6М5 (0,2$МДж/м2) и 95Х6МЗФЗСТ (0,35МДж/м') соответственно. Одновременно с этим выявлена повышенная пластичность образцов из стали 11М5Ф при испытаниях на сосредоточенный изгиб - в 2,6 раза больше, чем у стали Р6М5 по величине работы, затраченной на пластическую деформацию.

10. Результаты стойкостных испытаний показали, что сталь 11М5Ф имеет явное преимущество перед сталями Р6М6 и 95Х6МЗФЗСТ. Стойкость пуансонов из стали 11М5Ф в 2,5-т-З раза выше, чем стойкость пуансонов из сталей 95Х6МЗФЗСТ и Р6М5. Кроме того, при существенно более высокой стойкости сталь 11М5Ф обеспечивает и большую стабильность стойкости холодновысадочного инструмента.

11. Минимальное коробление сталей Р6М5 и 11М5Ф достигается при закалке от температур, при которых происходит интенсивное растворение карбида типа Ме6С. При этом обеспечиваются определенные для каждой стали соотношения между концентрацией углерода в мартенсите и количеством остаточного аустенита. Абсолютные значения минимальной величины коробления стали 11М5Ф ниже, чем у стали Р6М5 примерно на 25%.

12. Минимальное коробление стали 11М5Ф достигается при закалке от температур, рекомендуемых для штампового (1040°-rl060°C), а стали Р6М5 - для режущего (1210°* 1230°С) инструментов.

13. По результатам стойкостных испытаний установлено, что сталь 95Х6МЗФЗСТ не уступает по свойствам стали Р6М5. Однако существенным недостатком стали 95Х6МЗФЗСТ является её плохая шлифуемость. Шлифуемость стали 11М5Ф не отличается от шлифуемости стали Р6М5.

1. Романовский В.П. Справочник по холодной штамповке. - М.: Машиностроение, 1965.-437с.

2. Геллер Ю.А. Инструментальные стали. 5-е изд., перераб. и доп. - М.: Металлургия, 1983.-525с.

3. Позняк JI.A. Штамповые стали для холодного деформирования. М.: Металлургия, 1966.- 147с.

4. Хрущев М.М., Бабичев М.А. Исследование изнашивания металлов. М.: Изд-во АН СССР, 1960.-351с.

5. Боуден Ф.П., Тейбор. Трение и смазка твердых тел: Пер. с англ./Под ред. И.В. Крагельского. М.: Машиностроение, 1968. - 543с.

6. Михайленко Ф.П. и др. Автоматическая холодная штамповка мелких деталей на быстроходных прессах / Ф.П. Михайленко, А.Х. Грикке, Е.М. Демиденко. М.: Машиностроение, 1965. - 187с.

7. Херцберг Р.В. Деформация и механика разрушения конструкционных материалов. М.: Металлургия, 1989. - 575с.

8. Hendus П., Kraus G. II Metallk. 1955. - Bd. 46. - S.716.

9. Т. Екобори. Физика и механика разрушения и прочности твердых тел: Пер. с англ./Под ред. B.C. Ивановой. М.: Металлургия, 1971. - 263с.

10. Хомяк Б. С. Твердосплавный инструмент для холодной высадки и выдавливания. М.: Машиностроение, 1981. - 184с.

11. ХомякБ.С. Пути повышения стойкости прессового инструмента. М.: -ВНИИТЭМР, 1968.-68с.

12. Самойлов B.C., Эйхманс В.А. Металлообрабатывающий твердосплавный инструмент. М.: Машиностроение, 1988. - 368с.

13. Хомяк Б.С. Пути повышения стойкости холодновысадочного инструмента и качества изготовляемых деталей. М.: НИИМаш, 1980. -49с.

14. Хрущев М.М., Бабичев М.А. II Износ и трение металлов и пластмасс. -М.: Наука, 1964. вып. 19. С.3-16.

15. Сороко-Навицкая А.А. И Трение и износ в машинах. М.: Изд-во АН СССР, 1959. - вып.13. - С.318.

16. Попов B.C., Василенко Г.И., Нагорный П.Л. Абразивное изнашивание некоторых высокоуглеродистых сплавов // МиТОМ. 1970. - №5. - С.47-48.

17. Федосиенко С. С. Исследование и разработка стали высокой износостойкости для деформирования материалов повышенной прочности: Автореф. канд. техн. наук. -М., 1974. -29с.

18. Моисеев В.Ф., Геллер Ю.А., Вайнер Ю.И., Кулешов ПЛ., Преображенская А. С. Предел текучести при сжатии инструментальных сталей. // МиТОМ. 1970. - №8. - С.29.

19. Технический отчет по теме 40-67 / ВНИИТэлектромаш. Харьков, 1968.

20. Штейн Ф.С., Данильченко A.M. II Штамповые стали. М.: ЭНИКМАШ, 1966. - вып. 13 - С.24.

21. Кремнев JI.C. Исследование влияния легирования и термической обработки на структуру и свойства теплостойких инструментальных сталей: Дисс. .д-ратехн. наук. -М., 1974. -293с.

22. Голъденберг А.А., Чеховой А.Н., АнтиповаЛ.Н. Роль второй фазы в разрушении низковольфрамовой стали в условиях малоцикловой усталости // МиТОМ. 1989. - №2. - С.33-35.

23. Фридман Я.Б. Механические свойства металлов. М.: Машиностроение, 1974.-Т.2.

24. Кремнев Л.С., Адаскин A.M., Боголюбов А.В. Определение концентрации углерода в мартенсите сталей по асимметрии линий отражения. // Заводская лаборатория. 1971. -№10. - С.1086-1090.

25. ЛандаВ.А. Применение высокотемпературной рентгенографии для исследования кинетики фазовых превращений в поверхностных слоях // Заводская лаборатория. 1960. - №1. - С.71-73.

26. Металловедение и термическая обработка стали: Справочник: В 3 т./Под ред. M.JI. Бернштейна, А.Г. Рахштадта. 3-е изд., перераб. и доп. - М.: Металлургия, 1983. - 2 т.

27. Околович Г.А. Исследование и выбор штамповых сталей для холодного деформирования с повышенными механическими свойствами: Дисс. канд. техн. наук. М., 1973. - 137с.

28. Геллер Ю.А. Об определении механических свойств инструментальных сталей // Заводская лаборатория. 1955. - №5. - С.594-601.

29. Hoyle G., Ineson Е. II Iron & Steel Institute. 1959, Jan. - V. 191. - P.62-74.

30. Позняк Л.А. и др. Штамповые стали / JI.A. Позняк, Ю.М. Скрынченко, С.И. Тишаев. М.: Металлургия, 1980. - 244с.

31. Бримене В.П., Паварас А.Э. Анизотропия линейных деформаций инструментальных сталей при термической обработке. // МиТОМ. -1968. №8. - С.43-45.

32. Гуляев А.П., Белова А.П. Закалка с минимальным изменением объема // Вестник металлопромышленности. 1938. -№1. - С.139-149.

33. Адаскин A.M., Иоффе Г.А., Широков А.А. Влияние термической обработки на радиальное биение заготовок сверл из быстрорежущей стали // СТИН. 2004. - №9. - С.25-27.

34. Tarasow L.D. II Transactions ASM. 1951. - V.43. - P. 1056-1062.

35. Воробьев В.Г. Метод классификации изделий при выборе способов уменьшения закалочного коробления и стабилизации размеров после термической обработки // Металловедение и термическая обработка металлов. М.: Машгиз, 1966. - вып.4.- С.28-31.

36. КремневЛ.С. Низколегированные безвольфрамовые быстрорежущие стали 11М5Ф и 11М5ФЮ и их термическая обработка // МиТОМ. 1987. -№ 11.-С.56-58.

37. Ланская К.А. и др. Влияние легирования и термической обработки на свойства низколегированной безвольфрамовой быстрорежущей стали типа 95Х6МЗФЗТ // МиТОМ, 1988, №5. С.43-47.

38. Колобекова Л.М. Исследование и разработка низколегированной быстрорежущей стали оптимального состава: Автореф. канд. техн. наук. М., 1980.- 17с.

39. Мошкевич Л.Д., Евлампиева Н.Е. Природа угловатых карбидов в быстрорежущей стали. // Структуры и свойства инструментальных и подшипниковых сталей. М.: Металлургия, 1984. - С.35-42.

40. Еремин В.И., Евстратов В.А. Изменение структуры, свойств и накопления повреждений сталей Х12М и Р6М5 при упруго-пластическом нагружении // МиТОМ. 1988. - №7. - С.27-30.

41. Инструментальные стали: Справочник. М.: Металлургия, 1977. - 167с.

42. Келли А., Никлсон Р. Дисперсионное твердение: Пер. с англ./Под ред. Б.Я.Любова. М.: Металлургия, 1966. - 300с.

43. Кофстад П. Высокотемпературное окисление металлов: Пер. с англ./Под ред. О.П.Колчина. М: Мир, 1969. - 392с.

44. Archard J.E., Hirst W. II Proc. Roy. Soc. London Ser.A. 1956. - V.236. -P.397-410.

45. Крагельский И.В. и др. Основы расчетов на трение и износ / И.В. Крагельский, М.Н. Добычин, B.C. Комбалов. -М.: Машиностроение, 1977.-526с.

46. КремневЛ.С. От стали Р18 к безвольфрамовым низколегированным быстрорежущим сталям // МиТОМ. 1986. - № 7. - С.27-43.

47. Golden M.J., Beech J. The Me2C -> Me6C transformation in steels containing molybdenum // JISI. 1970, Feb. - V.208. - part 2. - P.l68-171.

48. Mukhertee T. Effect of silicon additions on the precipitation sequence in tools steels // JISI. 1972, Mar. - V.210. - part 3. - P.203-205.

49. Schlatter R., StepanieJ. Silicon additions improve high-speed steels // Metal Progress. 1976, June. - P.56-59.

50. Steven G. & all. // Trans. ASM. 1969. - V.62. - P. 180.

51. Jshikawa F. The effect Si on the Mo type high-speed tools steel // JISI of Japan. - 1977. - V.3. - Mag(6). - P.92-101.

52. Попова H.M. Карбидный анализ. M.: Металлургия, 1957. - 72с.

53. Штерн Т.Н. Разработка низколегированной безвольфрамовой быстрорежущей стали с повышенным комплексом свойств: Дисс. канд. техн. наук. М., 1984. - 235с.

54. Середин-Сабатин П.П. Низколегированные безвольфрамовые быстрорежущие стали // МиТОМ. 1988. - № 7. - С.17-18.

55. Урадовских С.Г., Ляпунов А.И. Исследование безвольфрамовых сталей 9Х6МЗФЗАГСТ и 9Х4МЗФ2АГСТ// МиТОМ. 1988. - № 6. - С.33-35.

56. Ковка и объемная штамповка стали: Справочник: В 3 т. / Под ред. М.В. Сторожева. -М.: Машиностроение, 1967. 1 т.

57. Золоторевсшй B.C. Механические свойства металлов. 2-е изд., перераб. и доп. - М.: Металлургия, 1983. - 350с.

58. Special steel manual. Bohler edelstahl GMBH, 2000. - S.461.

59. GrobeA.H., Roberts G.A. Unnoticed Impact Strength of High Speed Steel // Trans. ASM. 1950. - V.42. -P.686.

60. Ковка и штамповка: Справочник: В 4 т./Под ред. Г.А. Навроцкого. М.: Машиностроение, 1987. - 3 т.1. РОССИЙСКАЯ ФЕДЕРАЦИЯ

61. ООО «Компания СТАНКОНОРМАЛЬ»

62. Общество с ограниченной ответственностью119071, г. Москва, ИНН 7706167283; КПП 7706010012.й Донской проезд, дом 10 р/с 40702810600001002781

63. Тел/факс (095) 952-11-42 к/с 30101810000000000683

64. Сбыт 954-48-44 АКБ «Лефко-Банк»; БИК 044583683

65. Бухг. 954-38-07 ОКПО 48553062; ОКВЭД5Г47от «»200г. на №от «»200 г.1. АКТпроизводственных испытаний холодновысадочных пуансонов из сталей Р6М5, 95Х6МЗФЗСТ и 11М5Ф.

66. Показатель стойкости Сталь1. Р6М5 95Х6МЗФЗСТ 11М5ФiwmoT " Т^ШОТ

67. Средняя стойкость, кг 153 45 181 472

68. Среднее квадратичное отклонение 87 138 213

69. Коэффициент вариации 0,57 0,76 0,45

70. Количество случайных поломок, %(*) 31 36 10

71. Твердость обрабатываемого материала, HRB 65+76 94*98