Исследование влияния аэротермоакустической обработки на структуру инструментальных быстрорежущих сталей и сплавов

МЕТАЛЛООБРАБОТКА

УДК [532. 525/2: 534] +621.78

Исследование влияния аэротермоакустической обработки на структуру инструментальных быстрорежущих сталей и сплавов

В. К. Ерофеев, Г. А. Воробьева

Ключевые слова: аэротермоакустическая обработка, быстрорежущие стали, методы исследования сплавов, механические свойства, структура металлов, твердые сплавы, термическая обработка, эксплуатационные свойства.

Введение

При аэротермоакустической обработке (АТАО) металлов происходит изменение микроструктуры, субструктуры и дислокационной структуры сталей и сплавов. Основным структурным изменением в стали является измельчение зерна и структурных составляющих, в том числе карбидов. Все это требует всестороннего анализа с точки зрения как структурообразо-вания при АТАО, так и его влияния на механические, технологические и эксплуатационные свойства материалов. Изучение влияния АТАО на структуру проводилось параллельно с оценкой структуры материалов, прошедших стандартную термическую обработку (СТО), их сравнение со структурами после АТАО позволяют оценить эффективность последней. В каждом случае разработка режимов АТАО носит индивидуальный характер и не может быть механически применена к любому материалу. Перечислим основные параметры технологических режимов при АТАО:

• температура предварительного нагрева детали (образца);

• время выдержки при этой температуре, мин;

• основная дискретная частота, Гц;

• уровень звукового давления, дБ;

• время выдержки в этом акустическом поле, мин.

Технология СТО обеспечивает структуру сплава, обладающую определенным комплексом физико-механических свойств. Каждый режим АТАО позволяет сформировать структуру, отличающуюся от других структур и от той, что получена после СТО.

В состав специального технологического оборудования для АТАО входит газоструйный генератор звука (ГГЗ), состоящий из ресивера и резонатора. Газ, истекающий из ресиве-

ра под давлением (2-5)105 Па, создает в резонаторе акустическое поле, в котором происходит охлаждение деталей. Технология АТАО предполагает выполнение следующих основных операций:

• нагрев деталей (заготовок) до определенных температур;

• последующее охлаждение (включая криогенное воздействие) в мощном акустическом поле звукового диапазона дискретных частот с уровнем звукового давления 160-185 дБ в потоке газа.

Одним из основных эффектов любого оптимального режима АТАО, зафиксированных экспериментальным путем, является измельчение структурных составляющих сталей и сплавов, которое обусловлено несколькими факторами, к их числу относятся:

• многоциклическое комплексное воздействие акустического поля с частотой 0,4-2,0 кГц и уровнем звукового давления 160-185 дБ;

• истекающий из ресивера расширяющийся, низкоскоростной поток газа с температурой -15 -г -25 °С при одновременном воздействии напряжений, возникающих в процессе охлаждения до отрицательных температур, а при наличии фазовых превращений — напряжений, возникающих при изменении объема в процессе их протекания.

Таким образом при АТАО осуществляется одновременное многоциклическое воздействие температурных и акустических полей в целях формирования новой структуры и свойств материалов в желаемом направлении как во всем объеме (глубина упрочненного слоя определяется прокаливаемостью стали), так и в поверхностном слое благодаря образованию поверхностных оксидных структур.

Управление параметрами аэротермоакус-тического воздействия (температурой, скоростью охлаждения, скоростью потока газа,

новые материалы и технологии производства

МЕТ^^БРД^к)!

амплитудно-частотными характеристиками) осуществляется за счет варьирования геометрических характеристик оборудования (ГГЗ), параметров рабочего газа (воздуха, азота и др.), времени обработки. АТАО классифицируются не только по режимам, но и по месту их использования в общем процессе термической обработки, а именно на стадиях закалки, отпуска и после полной СТО. В настоящей работе оценивалось влияние АТАО на структуру инструментальных сталей и твердых сплавов.

Результаты исследования

Быстрорежущие стали

К числу наиболее широко распространенных инструментальных материалов относятся быстрорежущие стали, в состав которых входят дорогостоящие легирующие элементы. Производители инструментальных материалов стремятся добиться улучшения качества быстрорежущих сталей путем устранения или сведения к минимуму сегрегации карбидов, оказывающей негативное влияние на важные эксплуатационные свойства, особенно в изделиях больших размеров и мелкоразмерного инструмента. Совершенствованию механических и функциональных свойств сталей препятствуют карбидная неоднородность и наличие крупных карбидов. Существует зависимость между размером зерна механическими, эксплуатационными характеристиками материалов (прочностью при изгибе, износостойкостью инструмента). С увеличением размера зерен прочность при изгибе и износостойкость ухудшаются. Прочность при изгибе позволяет судить о вязкости и способности быстрорежущей инструментальной стали выдерживать нагрузку.

Предметом исследования стало влияние АТАО, осуществляемой в качестве дополнительной обработки, на структуру и свойства стали Р6М5, которую предварительно подвергли СТО по полному циклу:

• закалка при температуре 1220 °С в масле;

• трехкратный отпуск при температуре 550 °С;

• выдержка 1 ч.

Характеристики микроструктуры стали Р6М5

Рис. 1. Микроструктура стали Р6М5, х1000: а — стандартная термическая обработка; б — аэротермоакустическая обработка

Микроструктура стали Р6М5 в исходном состоянии — это отпущенный мелкокристаллический мартенсит и карбиды (рис. 1, а). После СТО структура характеризуется наличием крупных карбидов, в ряде случаев имеющих острогранную форму, и неравномерным распределением карбидной фазы. По данным рентгеновского фазового анализа, карбиды идентифицируются как FeзWзC и Fe2W2C. Микроструктура стали, дополнительно подвергнутой АТАО, представлена на рис. 1, б.

После АТАО уменьшается размер карбидов, увеличивается количество их мелких образований, в значительной степени устраняется неравномерность в их распределении. Кроме того, зафиксировано изменение морфологии карбидной фазы: карбиды имеют преимущественно глобулярную форму. Частично протравливаются границы зерен, декорированные дисперсными карбидами и имеющие в ряде случаев зубчатую форму.

Для исследования характеристик износостойкости определялась микротвердость и анализировалась микроструктура сверл, изготовленных из стали Р6М5 и подвергнутых СТО и СТО в сочетании с АТАО, после эксплуатации. После дополнительной АТАО структура стали в поверхностном слое и в центре характеризуется более тонкой дисперсностью карбидов, измельчением зерна, что подтверждается количественными характеристиками. В табл. 1 приведены минимальные, максимальные и средние значения микротвердости, позволяющие оценить разброс ее величин. После АТАО происходит уменьшение размера зерна как на поверхности, так и в центре,

Таблица 1

Режим обработки Область исследования Размер, мкм Микротвердость Н100* х 101, МПа

зерна карбидов шш шах средняя

мелких крупных

СТО Поверхность 6,40 2,73 7,60 642 724 680

АТАО « 5,80 2,33 7,10 642 724 680

СТО Середина 6,53 2,60 7,60 572 828 700

АТАО « 5,60 1,87 7,27 643 1097 870

* Величина нагрузки в граммах.

измельчение крупных и мелких карбидов (размер последних уменьшается более существенно), размер крупных карбидов в поверхностном слое меньше, чем в центре.

Исследование микроструктуры и определение микротвердости проводились по направлению от поверхности к центру, в качестве образцов были взяты две партии сверл из стали Р6АМ5 диаметром 3,6 мм, подвергнутые испытаниям на износостойкость (28 отверстий после СТО и 192 — после АТАО). АТАО изменяет микроструктуру в поверхностном слое и в центре, для нее характерна более дисперсная и равномерно распределенная карбидная фаза, большая травимость. Результаты изменения микротвердости, полученные после применения указанных технологий, представлены на рис. 2.

После АТАО микротвердость в поверхностном слое (~100 мкм) несколько ниже, чем после СТО. При удалении от поверхности характер изменения микротвердости одинаков на глубине примерно до 300 мкм, ближе к середине микротвердость образца после АТАО выше, чем у исходного. Очевидно, более низкие значения твердости в поверхностном слое определяются тем, что после АТАО сверло проработало значительно больше (приблизительно в 7 раз), чем после СТО; следовательно, поверхность подвергалась воздействию большего количества динамических и тепловых циклов. Это способствовало увеличению диффузионной подвижности углерода, выделению дисперсных карбидов из мартенсита, уменьшению степени пересыщенности твердого раствора, коагуляции карбидной фазы, что и привело к снижению твердости (см. рис. 2). Распределение карбидов в стали по размерам, полученное по результатам статистической обработки снимков микроструктуры стали во вторичных электронах, представлено на рис. 3.

После АТАО средний размер карбидов уменьшается с 1,5 до 0,8-1,0 мкм, практически отсутствуют крупные карбиды величиной более 2,0 мкм, существенно возрастает количество

16

14

л

РЁ

800

700

600

500

100 200 300 400 500 Расстояние от поверхности, мкм

600

Рис. 2. Изменение микротвердости материала по сечению сверла из стали Р6АМ5: 1 — АТАО; 2 — СТО

12

ниш л-

0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2 1,4 1,61,8 2,0 2,2 2,4 2,6 2,8 3,0 3,2 3,4 Размер карбидной фазы, мкм

Рис. 3. Влияние технологии обработки на размер и количество карбидов в стали Р6АМ5:  — СТО; — АТАО

карбидов менее 0,5 мкм. Высокая плотность дислокаций в кристаллах мартенсита создает условия для развития процессов полигониза-ции при проведении АТАО [3]. Эти результаты подтверждаются данными рентгенострук-турного анализа, которые свидетельствуют об увеличении упругих искажений второго рода в кристаллической решетке (Да/а, где Да — изменение параметракристаллической решетки; а — сам параметр кристаллической решетки) на 4 . 10-3 и измельчении размеров блоков Б на 140 нм. Увеличение микроискажений Да/а эквивалентно повышению плотности дефектов кристаллического строения (дислокаций) с упрочнением до 200 МПа. Дополнительное упрочнение приводит к уменьшению неоднородности в распределении карбидной фазы и к ее измельчению.

Процессы изменения микроструктуры при АТАО связаны с протеканием процесса микропластической деформации, в результате которой происходит измельчение карбидов, то есть АТАО оказывает действие, аналогичное деформации при температуре Т < А]_, где А1 — критическая температура в стали. В ходе этого процесса путем полигонизации образуются субграницы, способствующие делению карбидов, последние делятся благодаря не только их ускоренному растворению у выходов субграниц, но и наличию мест повышенной плотности дислокаций [1]. Образование новых мелких карбидов происходит на дислокациях, дефектах упаковки, границах зерен, то есть в тех зонах, где состав матричной фазы содержит меньшее количество этих элементов, чем на границе раздела «а-твердый раствор — карбид». Появляющиеся мелкие частицы приобретают сферическую форму. Около краев и вершин с малым радиусом кривизны концентрация углерода в матрице повышена,

2

0

выравнивание состава внутри матрицы приводит к увеличению его концентрации на участках с большим радиусом кривизны, где из пересыщенного раствора выделяется карбид. В работе [2] показана возможность растворения специальных карбидов в сталях и при холодной пластической деформации, когда перенос элементов внедрения (углерода) из карбида в матрицу, очевидно, происходит путем образования углеродных атмосфер на дислокациях и их перемещения вместе с дислокациями. Диффузия углерода в сталях может происходить и при отрицательных температурах (230 К) [2]. В работе [3] продемонстрировано, что при АТАО технического железа силы внешней нагрузки (значения максимальных напряжений), действующие на дислокацию в локальных объемах, находятся в пределах ~ 1,84 . 105 Па.

Таких нагрузок недостаточно для начала движения дислокаций, увеличения их числа, а также для обоснования процесса микропластической деформации. Следовательно, необходимо учитывать число циклов знакопеременных нагрузок и взаимодействие внешних напряжений с полями напряжений, создаваемыми неподвижными дислокациями. Эти процессы определяют повышение дисперсности кристаллов а-фазы, общую структурную фрагментацию и измельчение карбидной фазы, что и приводит к повышению твердости.

Для выбора оптимального варианта АТАО мы проводили неразрущающий контроль эффективности новой технологии путем замера микротвердости по режущей ленточке с конца к хвостовику на четырех витках режущей кромки сверл. Общее число сверл примерно 100 штук. Предварительно оценивалась микротвердость после СТО. Усредненные результаты замеров микротвердости приведены в табл. 2.

Очевидно, что при использовании АТАО для указанных режимов имеет место повышение средних и минимальных значений твер-

дости, и только применение режима АТАО 2 не влечет за собой увеличения максимальных показателей твердости. Максимальное повышение твердости наблюдается при использовании режима АТАО 4.

Поскольку температура предварительного нагрева не превышает температуру фазовых превращений, то зафиксированные структурные изменения, по-видимому, связаны с протеканием процессов, вызывающих образование дефектов кристаллической структуры. По нашему мнению, в процессе обработки возникает градиент напряжений на границе раздела «карбиды — твердый раствор», так как структурные составляющие имеют разные физические свойства (теплопроводность, коэффициент термического расширения), что способствует интенсификации диффузионных процессов в большей степени, чем градиент концентраций. Изменение состояния зерен а-твердого раствора (увеличение микроискажений и дисперсности его блоков) приводит к повышению твердости стали.

Диспергирование и гомогенизация структуры при АТАО является результатом мультипликативного образования субзерен и зерен [3], это становится причиной увеличения удельной поверхности субграниц и границ зерен, выступающих в качестве барьера для движения дислокаций. Большинство этих барьеров оказываются полупроницаемыми (мало- и сред-неугловые границы, когерентные карбиды в а-фазе), что способствует релаксации пиковых напряжений, возникающих у барьера в результате эстафетной передачи деформации в соседние микрообъемы, и уменьшению опасности образования хрупкой трещины. Кроме того, фрагментация структуры после АТАО уменьшает количество дислокаций, приходящих к препятствию и образующих локальные скопления, что также снижает опасность возникновения хрупкого разрушения. Совокупность структурных изменений

Таблица 2

Сравнение микротвердости сверл из стали Р6М5 после СТО и нескольких режимов АТАО

Режим Микротвердость Н100 * 10 1, МПа Увеличение твердости АН100* * 10 1, МПа

обработки шт шах средняя шт шах среднее

СТО 572 1097 820 258 191 280

АТАО 1 830 1288 1100 258 191 280

СТО 642 1288 804 182 - 228

АТАО 2 824 1288 1032 182 - 228

СТО 642 1097 892 304 191 216

АТАО 3 946 1288 1108 304 191 216

СТО 572 1097 794 374 435 436

АТАО 4 946 1532 1230 374 435 436

* После АТАО по сравнению со стандартной обработкой. Режимы обработки отличаются температурой предварительно-

го нагрева.

Таблица 3

Механические свойства стали Р6М5 после СТО и АТАО

Режим обработки Температура нагрева tH, °С Среда охлаждения Механическое свойство

Твердость HRC Предел прочности при изгибе стизг, МПа Ударная вязкость КС, МДж/м2

Предварительный Окончательный Предварительный Окончательный Примечание. Согла< 1125-1235 550-560 (3 раза по 1 ч) 1125-1235 + АТАО 550-560 (3 раза по 1 ч) + АТАО :но ГОСТ 19265-73, твердос Масло Воздух Масло Воздух + АТАО гь HRC — 63-64, сти 59-62 59-62 63-64 63-64 зг — 3350 МП 3400 3400 а; KC — 0,35 МДж/м2. 0,3 0,3 0,4 0,4

при воздействии АТАО определяет возможность полезного использования этих технологий для достижения эффектов не только повышенной прочности по сравнению с результатами обычной обработки, но и одновременного уменьшения склонности к хрупкому разрушению [4]. Полученная структура стали практически не отличается в продольном и поперечном направлении. АТАО приводит к гомогенизации структуры и субструктуры стали, измельчению карбидной фазы, за счет диспергирования, все это обеспечивает более высокие механические свойства (табл. 3).

АТАО обеспечивает повышение как механических, так и эксплуатационных свойств сталей типа Р6М5. При использовании сталей для режущего инструмента имеет место преимущественно адгезионный износ. В этих условиях сталь с более дисперсными и однородно распределенными карбидами отличается значительной износоустойчивостью. Стойкость инструмента (сверл, режущего и штампового инструмента) из стали Р6М5, подвергшейся АТАО, повышается в 1,5-4,0 раза, и в ряде случаев этот показатель аналогичен стойкости порошковых быстрорежущих сталей.

Твердые сплавы

Структура металлокерамических твердых сплавов представляет собой карбидные фазы, соединенные связкой — твердым раствором на основе кобальта. Микроструктура твердого сплава типа ВК8 представлена в исходном состоянии (рис. 4, а, б) и после АТАО (рис. 4, в, г). Судя по рис. 4 и табл. 4, карбиды вольфрама распределены более равномерно в структуре сплава после АТАО 1, при этом размер карбидов WC наименьший, а микротвердость наибольшая.

Микротвердость сплава ВК4 — ~1900 HV. Режим АТАО 1 улучшает структуру и свойства сплава, АТАО 2 — ухудшает. Дисперсность карбидов оценивалась статистически, на шли-

фах. Универсальный показатель дисперсности, применяемый к структуре с любой формой микрочастиц, — удельная поверхность, или площадь граничной поверхности раздела фаз, отнесенная к единице объема гетерогенной структуры.

Измерение площадей фаз можно заменить измерением длин отрезков, приходящихся на каждую из фаз [5], то есть линейным методом. С помощью линейного анализа определили удельную поверхность раздела фаз:

SAB = 2ZAß/L,

где Zab — количество точек пересечения измерительной линии с границами фаз А (карбидная фаза) и В (кобальтовая связка); L — общая длина измерительной линии.

В табл. 4 показано, что оптимальный режим АТАО 1 увеличивает удельную поверхность раздела карбидной фазы, а величина удельной поверхности раздела фаз коррелирует с изменением микротвердости: с ее увеличением мик-

Рис. 4. Микроструктура твердого сплава типа ВК8: а, в — оптическая металлография; б, г — электроннооптическая металлография; а, б — исходное состояние; в, г — АТАО; а, в — х1000

Таблица 4

Характеристики микроструктуры твердого сплава типа ВК 4

Таблица 5

Значения твердости в поверхностных слоях сплава ВК8

Вид обработки Размер карбидной фазы, мкм Микротвердость Н100, МПа х 101 Удельная поверхность раздела Sab, м-1

min max средняя

Исходный АТАО 1 АТАО 2 3,05 2,65 3,40 724 724 724 1854 1889 1284 1238 1245 959 800 920 720

ротвердость возрастает. Очевидно, что и при АТАО твердых сплавов происходит измельчение карбидной фазы путем протекания механизмов аналогичных тем, которые имеют место при АТАО быстрорежущих сталей.

Распределение карбидов по размерам представлено на рис. 5, на его основе можно сделать вывод о влиянии АТАО на размер и количество карбидов в сплаве. Измельчение карбидной фазы под влиянием АТАО обеспечивает повышение стойкости твердых сплавов.

В работе [6] была установлена возможность использования АТАО для улучшения качества поверхностных слоев (уменьшения хрупкости без снижения твердости) инструментальных сталей, упрочненных химико-термической обработкой (азотированием и борированием), что обеспечило повышение износостойкости. Для материала режущего инструмента последний показатель в значительной степени определяется состоянием и свойствами его поверхностного слоя. В целях определения влияния АТАО на свойства поверхностных слоев сплава ВК8 после обработки производилось определение твердости поверхностных слоев с помощью прибора ПМТ-3 и ультразвукового твердомера К5У.

Режущая часть инструмента, изготовленная из сплава ВК8, подвергалась АТАО по режимам 1 и 2, отличающимся предварительной температурой нагрева. Каждый режим использовался для обработки 3-5 образцов. Измерение твер-

35 т 30

0

С§ 25

^20

а

§ 15

g

1 10

а

1,50 4 2,25 2,25 4 3,00 3,00 4 3,75 3,75 4 4,50 4,50 4 6,00 Размер карбидов, мкм

Рис. 5. Влияние технологии обработки на размер и количество карбидов в сплаве ВК 4:  — СТО; — АТАО

Образец Режим АТАО Твердость

HRA HV HVy* HV/*

1 2 3 АТАО 1 АТАО 2 89,0 89,2 88,5 1770 1780 1740 1850 1900 1870 1800 1920 1910

Примечание. ИУу — микротвердость, определенная с помощью ультразвукового твердомера К5У. Глубина проникновения индентора оценена при определении твердости по ИИЛ > 0,2 мм. * Нагрузка — 10 Н. Глубина проникновения -0,01 мм. ** Нагрузка — 50 Н. Глубина проникновения 0,04 мм.

дости в исходном состоянии и после АТАО проводилось на стационарном приборе Роквелла (HRA) и твердомере К5У с целью установить влияние обработки на поверхностные слои сплава ВК8. АТАО твердосплавного инструмента обеспечивает повышение его стойкости в 1,5-4,0 раза по сравнению со стойкостью инструмента после СТО. При этом после обработки твердость, измеряемая в единицах HRA, практически не изменялась или повышалась незначительно (~1,0-2,0 HRA).

Средние значения твердости в поверхностной зоне сплава ВК8 приведены в табл. 5. В исходном состоянии твердость сплава на ~40,0 HV выше на поверхности изделия и снижается до уровня ~ 1770,0 HV (~89,0 HRA) на расстоянии ~0,2 мм, что соответствует справочным данным (твердость сплава ВК8 должна быть не менее 87,5 HRA). После АТАО по обоим режимам сплав ВК8 имеет твердость на 20,050,0 HV выше, чем в исходном состоянии (на основе показаний твердомера К5У). С увеличением расстояния от поверхности до ~0,04 мм твердость дополнительно возрастает на 40,050,0 HV. При определении твердости на приборе Роквелла (HRA) глубина проникновения индентора ~0,2 мм; при этом твердость сплава после АТАО 1 несколько выше, а после АТАО 2 ниже исходных значений, полученные значения находятся практически в пределах точности значений определяемой твердости.

Изменение твердости в поверхностном слое твердого сплава представлено на рис. 6. У него есть существенные отличия по сравнению с исходным состоянием в распределении твердости в поверхностном слое изделий из сплава ВК8 после АТАО: на расстоянии от поверхности ~0,04 мм твердость увеличивается и разница между значениями твердости составляет ~100 HV. Характер изменения твердости в поверхностной зоне твердого сплава в исходном состоянии определяется технологией изготовления изделия и связан со значением уровня и знака остаточных напряжений.

1950

0,01 0,05 0,1 0,2

Расстояние от поверхности, мм

Рис. 6. Зависимость твердости поверхностного слоя сплава ВК 8 от режимов обработки: 1 — АТАО 1; 2 — АТАО 2; 3 — СТО

Для оценки износостойкости инструмента необходимо проводить испытания на износ, их результаты зависят как от свойств материала инструмента так и от состояния поверхности, которое определяется не только технологиями объемного и поверхностного упрочнения, но и свойствами полиоксидных пленок, обра-

зующихся в процессе резания материала.

В работе [7] установлено, что существует зависимость износа инструмента У (износа резца по задней главной поверхности) от интегральной микротвердости поверхностного слоя материала, полученного лазерным легированием. Она имеет вид

У = 0,0748-1,5200у',

где у' — интегральная микротвердость, рассчитанная до 0,150 мм глубины, то есть зоны, где наиболее существенно изменяется твердость, которая представляет площадь под графиком (см. рис. 6). Графики распределения микротвердости по глубине твердого сплава в исходном состоянии, а также после АТАО 1 и 2 различны.

Для исходного состояния сплава ВК8 у' = = 0,004, после АТАО 1 у' = 0,016. Тогда значение величины износа имеет вид

Уст = 0,0748 - 1,5200 . 0,0040 = 0,0700;

У1 = 0,0748 - 1,5200 . 0,0160 = 0,0500,

где Уст — величина износа стандартного инструмента; У1 — величина износа стандартного инструмента после дополнительной АТАО. Тогда отношение Уст/У1 = 1,4. Таким образом, рассмотренное выше уравнение регрессии у = Ь0 + ^ху' позволяет ориентировочно оценивать значение одного параметра по величине другого, то есть износ у — по величине интегральной микро-

твердости у'. Однако очевидно, что при АТАО коэффициенты Ь0 и ¿>1 требуют дополнительного уточнения, так как экспериментально определенная стойкость инструмента из твердых сплавов после АТАО увеличивается в 1,5-4,0 раза по сравнению с аналогичным параметром стандартного инструмента без обработки.

Выводы

По результатам исследования можно сделать следующие выводы:

1. Установлено влияние АТАО на размеры и характер распределения карбидов в быстрорежущей стали Р6М5 и на размер зерна. По сравнению со структурой стали после СТО характерными особенностями микроструктуры стали после АТАО являются более мелкие размеры карбидной фазы и основного зерна, которые определяют повышение стойкости инструмента.

2. Повышение износостойкости и долговечности твердосплавного инструмента после АТАО связано с изменением микроструктуры, увеличением дисперсности карбидной фазы.

3. Приведенные данные по влиянию АТАО иллюстрируют комплексные возможности для реализации резервов повышения механических и эксплуатационных свойств быстрорежущих сталей и твердых сплавов. На основе преимуществ АТАО разработаны технологические процессы, позволяющие существенно, в 1,5-4,0 раза, повысить износостойкость режущего инструмента.

4. АТАО изменяет механические свойства поверхностного слоя на глубину до 0,2 мм и всего объема сплава.

Литература

1. Новиков И. И. Теория термической обработки стали. М.: Металлургия, 1986. С. 480.

2. Сагарадзе В. В. Диффузионные превращения в стали при холодной деформации // Металловедение и термическая обработка. 2008. № 2. С. 46-51.

3. Ерофеев В. К., Воробьева Г. А. Концептуальная модель влияния аэротермоакустической обработки на свойства металлических материалов // Металлообработка. 2009. № 3. С. 31-38.

4. Бернштейн М. Л., Пустовойт В. Н. Термическая обработка стальных изделий в магнитном поле. М.: Машиностроение, 1987. С. 251.

5. Салтыков С. А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия, 1970. 376 с.

6. Ерофеев В. К., Воробьева Г. А., Генкин П. Г. Аэротермоакустическая обработка металлов и сплавов // Металлообработка. 2001. № 6. С. 18-22.

7. Белашова И. С. Метод расчета износа инструмента, упрочненного лазерным легированием // Технология металлов. 2003. № 2. С. 44-46.