Опытная проверка существования эффекта Герберта и возможности его практического использования

Размещено на http://www.allbest.ru/

Донской государственный технический университет

ОПЫТНАЯ ПРОВЕРКА СУЩЕСТВОВАНИЯ ЭФФЕКТА ГЕРБЕРТА И ВОЗМОЖНОСТИ ЕГО ПРАКТИЧЕСКОГО ИСПОЛЬЗОВАНИЯ

Лысенок Ю.И. Студент

4курс, факультет «Магистратура»

Пустовойт В.Н. Доктор технических наук, профессор

кафедры «физическое и прикладное материаловедение»

г. Ростов-на-Дону

Аннотация

сталь магнитный поле обработка

Статья посвящена обработке быстрорежущей стали Р6М5 в магнитном поле. Уделено внимание наличию доменной структуры после намагничивания. Проведены исследования микротвердости после омагничивания. Определено обратимость эффекта упрочнения после снятия магнитного поля. Установлено влияние финишных операций обработки поверхностного слоя.

Ключевые слова: закалка, магнитное поле, быстрорежущая сталь, ферромагнитное состояние, доменная структура, эффект Герберта.

Annotation

The article is devoted to the processing of high-speed steel R6M5 in a magnetic field. Attention is paid to the presence of the domain structure after magnetization. Microhardness studies after magnetization have been carried out. The reversibility of the hardening effect after the removal of the magnetic field is determined. The influence of the finishing operations of the surface layer is established.

Key words: quenching, magnetic field, high-speed steel, ferromagnetic state, domain structure, Herbert effect.

Основная часть

Опыты, положившие начало исследованиям в области термической обработки в магнитном поле, впервые провел в 20-х годах американский физик Е. Герберт. Он ооткрыл необычный эффект повышения твердости в результате продолжительного старения при 100°С в магнитном поле наклепанных или закаленных образцов из быстрорежущей, углеродистой и низколегированной стали с 0,7--0,8 % С. Е.Герберт информировал также об ускорении процессов естественного старения дуралюмина и отжига на ковкий чугун при наложении внешнего сильного магнитного поля.

Г.М. Гаврилов осуществил экспериментальную проверку эффекта Герберта в поле постоянного магнита напряженностью 6 кА/м на быстрорежущих сталях Р18 и Р9К5 при нагреве закаленных образцов стали до 150°С в течение 40--50 с. Приведенные в работе сведения подтверждают существование эффекта повышения твердости при намагничивании закаленной стали. По мнению Г.М.Гаврилова, упрочнение при намагничивании происходит из-за наклепа аустенита в результате анизотропного магнитострикционного деформирования мартенситного монокристалла и является, как правило, обратимым в связи с протеканием релаксационных процессов.

Необходимо все же полагать, что намагничивание термически обработанных образцов стали в столь слабых полях, а также и в значительно более сильных полях, если и приводит к упрочнению, то эти изменения не могут быть долговременными в следствие естественных причин. Деформация аустенита может осуществляться из-за стремления мартенситного кристалла занять энергетически более выгодное положение в направлении намагничивания под действием крутящего момента dE/dв = --ЕУктв, где Е -- энергия намагничивания; Е и V -- намагниченность насыщения и объем кристалла в виде эллипсоида вращения; в -- угол между Ь и Н. Поворот мартенситного кристалла из-за анизотропии магнитострикционных деформаций на угол ~6°, как это считает Г.М.Гаврилов, не может иметь место, если учитывать наличие малоугловой разориентации. Довольно легко показать, что в малых и даже в сравнительно больших полях напряжения, возникающие при действии момента dE/dв меньше предела упругости аустенита, и упрочнение имеет возвратимый характер. Поэтому если и измерять твердость образцов через некоторое (достаточное для релаксации напряжений) время, то эффект Герберта скорее всего не будет обнаружен вовсе. Имеющиеся рабочие гипотезы, объясняющие эффекты повышения стойкости омагниченного инструмента из быстрорежущих сталей, не могут найти подтверждения с позиций современных открытий и представлений физики металлов. К ним относится предположение о возможности распада части остаточного аустенита при намагничивании внешним полем, об изменении теплового баланса на границе инструмент -- обрабатываемый материал и некоторые другие явления, описанные ниже.

В некоторых случаях взаимодействие зереных дислокаций с междоменными границами оказывается настолько сильным, что исключает любую возможность движения этих границ даже под действием внешнего магнитного поля, близкого к насыщающему полю.

Одной из главных особенностей ферромагнитного состояния значится наличие доменной структуры. Устойчивость этой доменной структуры при прочих равных условиях определяется взаимодействием междоменных границ с дислокациями, которое обусловлено интерференцией упругих полей дислокаций и магнитострикционных деформаций. От плотности дислокаций в зерне зависят размеры и число доменов. В хорошо отожженном железе домены имеют крупные размеры, их границы прямолинейны. Увеличение плотности дислокаций приводит к зарождению совершенно новых доменов сравнительно меньших размеров с искривленными границами, что затрудняет процессы смещения доменов при намагничивании стали. Наличие включений вторых фаз, например карбидов, формирование дисперсных структур также способствует уменьшению размеров доменов, увеличению поверхности их границ. Особенно высока концентрация доменов на границах зерен, субзерен, межфазовых границах и на поверхности, где преобладают замыкающие домены с 90-градусными границами, размеры которых значительно меньше доменов со 180-градусными границами. При высокой концентрации доменов малых размеров образуется развитая сетка междоменных границ, где сосредоточивается упругая энергия магнитострикции. Такое сочетание повышенного количества дефектов структуры стали и доменов малых размеров характерно для быстрорежущих сталей после обычной термической обработки, когда плотность дислокаций в структуре достигает 10¹⁰--10¹¹ см^-2.

При намагничивании происходит смешение междоменных границ, а в полях насыщения их полная аннигиляция. В этих условиях изменяются магнитострикционные напряжения, которые в свою очередь могут изменять некоторые основополагающие свойства намагниченных ферромагнитных сплавов.

Рисунок 1 Изменение твердости стали Р6М5 с течением времени после омагничивания:1 -- закалка от 1220 °С; 2 -- закалка от 1220°С и трехкратный отпуск при 550°С

Опытная проверка существования эффекта Герберта на стали Р6М5 после статистической обработки данных измерения твердости при п=30 дала результаты, которые показанны на рисунке 1, где кривая 1 иллюстрирует изменение твердости закаленной стали, а кривая 2 в свою очередь показывает изменение твердости закаленной и трехкратно от - пущенной стали. Прямые линии АА и ВВ показывают соответствующие значения твердостей до омагничивания. В наших проведенных опытах магнитная обработка проводилась способом, довольно близким к методике Е.Герберта с абсолютно полным размагничиванием образцов и их поворотом в межполюсном пространстве установки для дальнейшего намагничивания в стабильном поле напряженностью 1,6 МА/м. Данные эксперимента показывают, что после магнитной обработки у обоих образцов твердость ИЯС повышается очень незначительно, примерно на 1 единицу, затем она несколько снижается в течение 10 часов и через сутки полностью стабилизируется. В этом случае у закаленного образца стали твердость остается несколько выше исходной твердости в не омагниченном состоянии, а у отпущенного образца снижается почти до начального уровня.

Таблица 1

Результаты измерения микротвердости после омагничивания

Образцы изготовляли в виде шестигранных призм длиной 22 миллиметра и стороной основания 10 миллиметра. Магнитную обработку осуществляли тремя способами. При первом способе обработки образец располагали осью перпендикулярно магнитному потоку. Намагничивание проводили в течение 10 минут, после чего измеряли микротвердость на гранях, примыкавших к полюсам электромагнита. При втором способе обработки при таком же расположении образец намагничивали в течение 2 мин, затем размагничивали легким постукиванием, поворачивали на 60° и снова намагничивали. Микротвердость измеряли после 12 циклов проведенного опыта «намагничивание -- размагничивание». Третий способ обработки стали повторял первый с той разницей, что ось образца была параллельна магнитному потоку. Микротвердость измеряли у полюсов намагниченного образца и посредине его длины. Измерения повторяли через определенные промежутки времени, как и при исследовании макротвердости. Контрольные измерения явили очень малую разницу в микротвердости не омагниченных и омагниченных образцов, поэтому для получения достаточно достоверных результатов о существовании значимых различий для сравниваемых нами вариантов проводили тщательную методическую подготовку и оценку опытных данных для статистического коллектива из 60 измерений.

Итак, из таблицы 1 видно, что при омагничивании имеет место тенденция увеличения микротвердости мартенсита быстрорежущих сталей.

Для определения величины влияния омагничивания на свойства быстрорежущей стали Р6М5 с учетом наличия поверхностных слоев с измененной структурой стали использовали метод измерения микротвердости по глубине металла микроцарапанием. Образцы шлифовали без охлаждения, глубина шлифования образца составляла 0,15 мм, скорость движения стола 8 м/мин, подача 0,3 мм на один проход. Такой режим шлифования позволил получить образцы с измененным слоем глубиной до 200 мкм. Наименьшее значение микротвердости наблюдалось у стали Р6М5 на глубине 75 мкм.

В этих местах прирост твердости после омагничивания практически не обнаруживается. Это явление является следствием образования здесь большого количества парамагнитной фазы (остаточного аустенита) в состоянии механического наклепа, что снижает вероятность воздействия намагниченности на дислокационную структуру, что является важным свойством.

Таким образом, в быстрорежущих термообработанных сталях после омагничивания большое значение имеют изменения в поверхностных слоях после финишных операций. Характер структурных изменений в поверхностных слоях и топография этих слоев после заточки и шлифования инструмента в реальных условиях во многом определяется таким субъективным фактором, как квалификация рабочего. Поскольку даже одну партию инструмента могут шлифовать или затачивать несколько человек, то эффект омагничивания для одной партии может быть неоднозначным. Поэтому для изучения этого вопроса партии образцов пяти марок сталей по 15--20 штук шлифовались разными рабочими. Микротвердость образцов быстрорезов измеряли до и после омагничивания (через 0,5--1 ч), выполненного по первому способу. Не на всех образцах наблюдалось увеличение твердости, как ожидалось. Только в стали Р9К5 этот эффект обнаружен на всех образцах. Труднее всего подвергались омагничиванию стали Р9Ф5 и Р18, легче Р6М5 и Р9К5. Наибольший разброс значений имели образцы из сталей Р6М5 и Р9М5К5.

Таким образом, эффект омагничивания зависит как от химического состава быстрорежущих сталей, так и от режима финишных операций, в результате которых создается определенное состояние поверхностного слоя.

Имеются данные о различной интенсивности износа быстрорежущего инструмента при стойкостных испытаниях с северной или южной полярностью режущих кромок. Проведенные измерения микротвердости на стали Р6М5 после омагничивания по третьему способу показали, что ее распределение практически одинаково по всей длине образцов. Данное обстоятельство подчеркивает тот факт, что предложенная выше модель воздействия намагниченности на дислокационную зёреную структуру носит одинаковый характер во всем объеме образца, а наблюдаемые в работе различия в интенсивности износа на противоположных полюсах режущих кромок инструмента являются либо следствием термогальванических эффектов при резании, которые по оценке ряда исследователей несколько неодинаково проявляются на полюсах, либо обычным для процесса резания разбросом данных о стойкости.

Выполненные авторами измерения предела прочности при изгибе и ударной вязкости образцов быстрорежущих сталей Р18, Р6М5, Р9К5 и Р6М5К5 после омагничивания показали отсутствие значимых различий со свойствами не омагниченных образцов.

Приведенные выше данные показывают, что обработка постоянным магнитным полем способствует некоторому увеличению твердости мартенсита термообработанных быстрорежущих сталей. Однако упрочнение имеет обратимый со временем и локальный характер (преобладающими являются места с 90-градусными междоменными границами).

Определенную роль в процессах омагничивания термически обработанных быстрорежущих сталей может играть гетерогенность структуры, обусловленная наличием карбидных включений. Присутствующие в магнитном материале немагнитные частицы, неметаллические и металлические примеси или частицы с иной по сравнению с матрицей намагниченностью могут располагаться благоприятно или неблагоприятно по отношению к междоменной стенке. В общем случае границы доменов имеют интересную тенденцию проходить через немагнитные или слабомагнитные участки, поскольку энергия границы при нулевой намагничен - ности уменьшается. Следовательно, энергия стенки может достигать минимального значения, если внутри нее имеется большое число немагнитных участков. В соответствии с идеей физика Л.Нееля это обусловлено существенным снижением энергии свободных магнитных полюсов внутри гетерогенного материала. Таким образом, стенки между доменами станут притягиваться к немагнитным частицам карбидов, а при сравнительно большом количестве таких частиц в быстрорежущей стали вероятность возвращения границ доменов в исходное положение после омагничивания до насыщения и выключения внешнего магнитного поля очень мала, что наряду с другими причинами объясняет неполную релаксацию изменения твердости.

Весьма важным является вопрос о природе обратимости эффекта упрочнения после выключения источника внешнего магнитного поля, о чем частично уже говорилось выше. Р. Бернер и Г. Кронмюллер полагают, что между объемной плотностью мест взаимодействия и плотностью дислокаций существует соотношение р1 = р/31, где I -- так называемая средняя длина взаимодействия. Для кристалла с дислокациями коэрцитивная сила Н_с ~ Vр.

По химическому составу быстрорежущие стали приближаются к магнитотвердым материалам с умеренным значением коэрцитивной силы. Например, в сплавах ЕВ6 содержится до 6 % Ж, ЕХ5К5 до 6 % Сг и 6 % Со, ЕХ9К15М2 до 9 % Сг, 15 % Со и 1,5 % Мо. Магнитные свойства этих сплавов формируются путем специальной термической обработки. Считается, что их высококоэрцитивное состояние обусловлено сильным магнитоупругим взаимодействием. Хотя на всех материалах этой группы магнитоупругие взаимодействия непосредственно не изучались, однако в кобальтовых сталях при увеличении содержания кобальта одновременно возрастают магнитострикция и коэрцитивная сила. Эти магнитотвердые материалы имеют коэрцитивную силу Н_с=4,8+12 кА/м. Для быстрорежущих сталей Н_с после закалки и отпуска колеблется от 2 до 5,6 кА/м. При этом более высокие значения коэрцитивной силы имеют кобальтовые быстрорежущие стали Р9К5 и Р10К5Ф5. Высококоэрцитивное состояние термически обработанных быстрорежущих сталей определяется особенностями их структуры -- наличием большого количества мелких карбидных включений, высокой объемной плотностью мест взаимодействия доменных стенок с дефектами структуры, что обусловлено дисперсностью кристаллов мартенсита, развитой субструктурой, то есть большой плотностью дислокаций.

Благодаря значительной коэрцитивной силе в быстрорежущих сталях после омагничивания доменная структура не возвращается в исходное состояние. Соседние домены (их размеры, как правило, ограничиваются размером субзерна в закаленной стали), которые до омагничивания имели противоположное направление вектора 7, после отключения внешнего магнитного поля объединяются в более крупный домен. Размеры таких доменов тем больше, чем больше направление вектора 7 будет совпадать с направлением вектора Я -- напряженности внешнего поля во время намагничивания. На рисунке 2 показана упрощенная схема «невозвращения» доменных границ в исходное положение после омагничивания. В связи с образованием более крупных доменов число актов взаимодействия доменных границ и дислокационных петель существенно меньше после выключения внешнего поля, чем при его включении.

Рисунок 2 Доменная структура до омагничнвання и после выключения магнитного поля

Это обстоятельство и объясняет остаточное упрочнение или так называемый эффект Герберта.

С течением времени доменная структура стремится к восстановлению исходных конфигураций по причине их энергетической стабильности, соответствующей минимуму магнитной энергии. Размеры доменов постепенно уменьшаются, а их число увеличивается. Междоменные границы при этом стремятся занять старые положения, обусловленные пространственной кристаллографической ориентацией ферромагнитных фаз, которая не меняется при омагничивании. Можно ожидать, что сплавы с меньшей коэрцитивной силой будут иметь и меньший прирост твердости в результате омагничивания, однако надо помнить, что большей коэрцитивной силе соответствует более высокая плотность структурных дефектов, при которой все акты, связанные с подвижностью дислокаций, затруднены. Как видно из рисунка 1, в закаленной стали Р6М5 первоначальный прирост твердости после омагничивания такой же, как и у трехкратно отпущенной, а через сутки после омагничивания у закаленной стали он составляет 0,5 ИКС, в то время как в трехкратно отпущенной происходит практически полная релаксация. Коэрцитивная сила закаленных образцов Н_с -- 5,2 к А/м, отпущенных Н_с = 2,96 к А/м. Таким образом, коэрцитивная сила может характеризовать только степень релаксации эффекта омагничивания.

Из всего сказанного выше следует, что в целом упрочнение должно быть тем заметнее, чем более развитую поверхность имеют междоменные границы. Однако существенного упрочнения не происходит, так как при толщине стенки 3-10^-7 м, ширине и длине доменов соответственно 10^-5 и 10^-4 м получается, что суммарная поверхность доменных границ на единицу площади составляет 3 %. Вместе с тем в поверхностных слоях, на межфазовых, межзеренных границах сетка междоменных стенок более развитая, поэтому можно ожидать, что эффект от омагничивания в этих местах окажется более значительным. Этому также способствует преобладание на поверхности 90-градусных междоменных границ, которые, создавая дальнодействующие напряжения, вступают во взаимодействие с дислокациями во всем объеме поверхностного слоя. В связи с этим эффект от омагничивания может носить преимущественно поверхностный характер. Тем не менее проведенный рентгеноструктурный анализ уширения при поточечном сканировании «физического» профиля линий мартенсита {211 }„ и {110}_а дает основание считать, что уширенне после омагничивания изменяется лишь в пределах ошибки эксперимента. Характерно, однако, что при этом имеется тенденция только к увеличению ширины «физического» профиля рентгеновских дифракционных линий. Было также предпринято изучение распределения микротвердости мартенсита стали Р6М5 по глубине образцов путем изменения нагрузки на индентор, а также методом микроца- рапания. Глубина проникновения инден- тора зависит от нагрузки (например, при нагрузке 2 Н -- 20 мкм, а при 0,2 Н -- 6мкм), поэтому, изменяя ее, полагали сделать оценку сопротивления пластической деформации разных микрообъемов по глубине образца.

Известно, что при измерении микротвердости наблюдается отклонение от закона механического подобия. Это выражается вувеличении значений микротвердости с уменьшением нагрузки на индентор, и объясняется вкладом поверхностных слоев в общее сопротивление пластической деформации при внедрении наконечника в металл, обусловленным силами поверхностного натяжения и контактного трения, а также особым упрочненным состоянием поверхностных слоев по сравнению с внутренними микрообъемами. В связи с этим в эксперименте при разных нагрузках оценивали отношение микротвердостей омагниченных и не омагниченных образцов Н^м_р/Н_рі, значение которого не зависит от нарушения закона подобия и обусловлено изменениями микротвердости при омагничивании.

При этом обнаружено, что после омагничивания по первому способу наблюдается больший прирост микротвердости, чем при обработке по второму способу (по схеме «намагничивание -- размагничивание»). Это связано с тем, что принудительное размагничивание образцов (даже постукиванием) в какой-то степени стимулирует восстановление исходной доменной структуры. Однако при обработке по второму способу эффекты от омагничивания оказываются более стабильными во времени к релаксируют с меньшей скоростью, что отмечалось в опытах при всех значениях нагрузки на индентор. Это объясняется тем, что наложение магнитного поля в нескольких направлениях увеличивает число актов взаимодействия междоменных границ и дислокаций, а также повышает вероятность действия других механизмов упрочнения при омагничивании. Увеличение числа элементарных актов воздействия намагниченности на структурные дефекты делает более затруднительным релаксационные процессы и повышает таким образом стабильность эффектов омагничивания. Второй способ магнитной обработки, предполагающий поворот образцов в магнитном поле, в какой-то степени можно сравнить с обработкой в переменном поле, так как в обоих случаях имеет место изменение направления вектора намагниченности.

Отмеченное уже повышение значений Н^м_рі/Н_рі при уменьшении нагрузки на индентор объясняется тем, что поверхностный слой, на который приходится основная нагрузка отличается высокой плотностью междоменных 90-градусных границ и, следовательно, большим числом актов взаимодействия доменных стенок и дислокаций в процессе омагничивания, а при нагрузке 0,2 Н измеряется твердость именно этого слоя. Однако такое объяснение будет неполным, если не учитывать изменений на поверхности реального инструмента в результате финишных операций шлифования или заточки. В ряде исследований на эту тему отмечается, что в поверхностных слоях инструмента при обработке абразивными кругами могут происходить сильные локальные разогревы, приводящие к появлению прижогов -- участков с измененной структурой. Характер изменения структуры определяется сочетанием высоких скоростей нагрева и охлаждения (10³-- 10⁴ °С/с) с сильным наклепом приповерхностных слоев. Последнее определяет значительно более высокую устойчивость образующегося при разогреве аустенита. Топография поверхностного слоя после шлифования или заточки такова, что практически всегда имеет место переход от поверхностных участков протяженностью от 5 до 50 мкм со структурой «белого слоя» (очень дисперсный мартенсит, большая плотность дефектов) к подслоям с большей объемной долей остаточного аустенита и пониженной в связи с этим твердостью. Протяженность участков со структурой, измененной в связи с наличием прижогов, в реальных условиях является очень вариабельной величиной, так как определяется многими факторами, точный учет которых практически невозможен. В связи с этими обстоятельствами измерение микротвердости путем вдавливания не всегда может быть корректным, так как при использовании больших нагрузок (1--2 Н) индентор может проникать через все слои с существенно отличной структурой.

Тем не менее для окончательного разрешения вопроса о тех - нологических возможностях процесса омагничивания инструмента в магнитном поле проводили испытания, на основе которых были определены зависимости стойкости от условий и характера работы инструмента, в частности установлены границы существования эффекта повышения стойкости и целесообразность применения омагниченного инструмента на практике, что является значимым.

Важным является вопрос об изменении стойкости инструмента после омагничивания вообще и, в частности, через определенные промежутки времени с этого момента. Для нахождения зависимости Т = 3(т), где т т -- время, прошедшее после омагничивания инструмента, проводили стойкостные испытания сверл диаметром 6 мм из стали Р6М5 на основе полного факторного эксперимента типа 2. Сверление отверстий на проход производили в отожженных заготовках из сталей 7X3, У8А, 12ХНЗА, 45, 20, СтЗ. Глубина сверления составляла 20 мм с учетом врезания. Испытывали сверла с известным базовым значением стойкости до омагничивания и минимальным отклонением от ее среднего значения в партии испытуемых сверл. После базовых испытаний проводили перезаточку инструмента и намагничивание с поворотом сверла вокруг своей оси в течение 2 мин. Напряженность магнитного поля составляла 1,6 МА/м. За критерий затупления принималось появление характерного скрипа и скрежета при сверлении. При планировании эксперимента за исходную была взята зависимость Т = су^ся^ух², где с -- постоянная, V и я -- соответственно скорость резания и подача.

В опытах фиксировали число просверленных отверстий до затупления инструмента, после чего вычисляли стойкость в минутах. Использование многофакторного эксперимента позволило выяснить характер изменения стойкости при четырех вариантах режимов обработки.

После обработки опытных данных найдены зависимости Т (т) для всех сталей и построены графики для значений V =8,3 м/мин и к=0,1мм/об; прямые, параллельные оси абсцисс, соответствуют средним значениям базовых стойкостей Т_б. Наблюдаемая тенденция снижения стойкости инструмента с течением времени и достижения базовой через сутки после омагничивания наблюдается при обработке всех материалов. Прослеживается и другая закономерность: чем легче обрабатываемость материала, тем выше стойкость инструмента сразу после омагничивания. Так, для стали 20 она превышает базовую на 36 %, для стали 45 на 28 %, для стали 12ХНЗА на 30 %. Между тем при обработке сталей 7X3, У8А, СтЗ повышение стойкости находится в пределах ошибки, поэтому омагничивание сверл, как метод упрочнения, для сверления данных сталей не эффективен. С другой стороны, и для сталей, обрабатываемость которых находится на уровне стали 45 и выше, делать вывод о пользе их резания омагниченным инструментом преждевременно, так как испытания проводились при экономически нецелесообразных режимах. Проверка полученных зависимостей Т(т) на адекватность показала их неприменимость при скоростях резания выше 20 м/мин. В связи с этим был проведен дополнительный эксперимент для определения эффективности омагничивания сверл с использованием при испытаниях пяти уровней скоростей резания и одной подачи. Испытывали сверла диаметром 4,2 мм из сталей Р6М5. Глухие отверстия глубиной 12 мм сверлили в заготовках из стали 12ХНЗА. Инструмент намагничивали так же, как и при первом эксперименте. Изучали влияние омагничивания сверл в условиях существующей практики на стойкость инструмента. Испытания проводили в двух вариантах. Первый вариант не предусматривал каких-либо существенных изменений в общепринятой технологии использования инстру- мента на производстве, кроме варьирования режимов резания, по второму же варианту подготовка инструмента соответствовала подготовке инструмента ранее проведенного эксперимента, поэтому в данном случае испытания носили строго регламентированный характер. При обработке результатов испытаний определяли для каждой выборки среднюю стойкость Т_ср, стойкость при вероятности безотказной работы 0,9 -- Т₀,₉ и коэффициент вариации К_Л,.

Непосредственная взаимосвязь между изменением микротвердости инструментального материала и стойкостью до и после омагничивания изучали при точении стали 20 проходными резцами из стали Р18 с углами ф= ф₁ = 45° и а = 8°. Обрабатывали прутки диаметром 20 мм, глубина резания составляла 1 мм, подача 0,1 мм/об, скорость резания имела три уровня:

v₁ = 39,58 м/мин, V2 = 62,83 м/мин и v₃ = 78,53 м/мин. Микротвердость измеряли в начале работы и через каждые 5 мин. В те же промежутки времени измеряли износ резцов по задней поверхности. Проведенные испытания показали, что с увеличением скорости резания возрастает интенсивность износа и снижения микротвердости за одни и те же промежутки времени.

При оптимальной скорости резания у₂ = 62,83 м/мин микротвердость омагниченного резца уже через 5 минут работы падала до исходного уровня. Это означает, что работа на оптимальных режимах резания приводит к очень быстрой релаксации эффектов от омагничивания, что, по-видимому, связано с повышением температуры в зоне резания, восстановлением исходной доменной структуры и дислокационных конфигураций вследствие рассасывания примесных атмосфер и увеличения подвижности дислокаций.

Таким образом, полученные результаты показывают, что ома- гничивание инструмента не может рассматриваться как практически применимый метод упрочнения, поскольку, во-первых, рассматриваемые эффекты очень малы, полностью обратимы, а во-вторых, если и проявляются в первое время после омагничивания, то не для всех сталей и при экономически нецелесообразных режимах резания.

Использованные источники

1. Под ред.В.Г. Сорокина, М.А. Гервасьева. Марочник сталей и сплавов. М. 2001; 608 с.

2. Ю.А. Геллер. Инструментальные стали. М.: Металлургия, 1983. 526 с.

3. А. А. Попов, Л.Е. Попова. Справочник термиста. М.: Металлургия, 1965.

4. К.Ф. Стародубов и др. Дипломное проектирование термических цехов. Киев: Вища школа, 1974. 159 с.

5. С.Л. Рустем. Оборудование термических цехов. М.: Металлургия: 1964.

6. Под. ред. Ю.М. Лахтина, А.Г. Рахштадта. Термическая обработка в машиностроении. М.: Металлургия, 1980; 783 с.

7. М.И. Гольдштейн. Специальные стали. М.: Металлургия, 1985. 408 с.

Размещено на Allbest.ru