Модификация структуры и свойств инструментальных твердых сплавов импульсно-пучковыми методами тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.02.01, кандидат технических наук Орлов, Павел Викторович

• Орлов, Павел Викторович
• кандидат технических наук
• 1998

Оглавление диссертации кандидат технических наук Орлов, Павел Викторович

Содержание

с.

и

11

23 23

Введение

Глава 1. Износостойкость ИТС и методы их модифицирования

1.1 Структура, п фазовый состав ИТС

1.2 Износостойкость и механизмы изнашивания ИТС

1.3 Методы модифицирования структуры и свойств ИТС'.

1.3.1 Модифицирование легированием

1.3.2 Термическая и химико-термическая обработка.

1.4 Обоснование возможностей применения сильноточных пучков заряженных частиц для повышения износостойкости ИТС

1.5 Выводы п задачи исследования

Глава 2. Методы и средства модификации и экспериментального исследования модифицированных ИТС

2.1 Устройство п энергетические характеристики источников сильноточных электронных и мощных ионных пучков

2.2 Методы и методики исследования модифицированных ИТС

2.2.1 Методики рентгеноструктурного анализа

2.2.2 Методики исследования морфологических и структурных изменений

2.3 Исследование износостойкости ИТС

Глава 3. Закономерности изнашивания и износостойкость ИТС

3.1 Изнашивание ИТС при резании стали марки 40Х

3.2 Изнашивание ИТС при резании титанового сплава ОТ4

п никелевого сплава ЭИ693

3.3 Влияние плотности энергии на мпкротвердость модифицированного инструмента

3.4 Технологические рекомендации по оежпмам пмпульсно-Ш'чкозой модпсЬпкацпп

3.5 Выводы

60

Глава 4. Структурно-фазовые изменения в приповерх-

ностных слоях ИТС

4.1 Эффекты молпфшпговакпя ИТС сильноточными пучками электронов '

4.1.1 Изменение структуры и свойств сплавов Т15К6 п Т5К10

4.1.2 Изменение структуры сплава BKS

4.2 Эффекты модпфиппованпя ИТС мошными пучками ионов

4.3 Структурно-фазовые изменения ИТС в .условиях ±юпк-шмнного взаимодействия с обрабатываемым материалом

4.3.1 Структурно-фазовое состояние после 10 с резания, кромка

4.3.2 Структурно-фазовое состояние после 20 с резания

4.3.3 Структурно-фазовое состояние после 120 с резания

4.4 Физическая модель процесса структурной прпспосаблп-

Общие выводы

Список литературы

TT р и лож е ни я

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Модификация структуры и свойств инструментальных твердых сплавов импульсно-пучковыми методами»

Введение

Твердые сплавы на основе карбида вольфрама принадлежат к классу металлических композитов и являются гетерофазной системой карбидных частиц (\¥С или ТлС) и металлической матрицы. Применение режущего инструмента, изготовленного методом спекания смеси порошков карбида вольфрама и кобальта при температурах в диапазоне 1600 -Ь 1780 К, имеет длительную историю. Однако, не смотря на это, данный класс материалов по прежнему является базовым при создании и использовании промышленных инструментов для черновой, получистовой и чистовой обработки жаропрочных, тугоплавких и иных трудно обрабатываемых материалов.

В последние годы в связи с тенденцией роста мировых цен на редкие металлы, к числу которых относятся вольфрам и кобальт, наметились два направления поиска путей снижения затрат на инструментальные твердые сплавы (ИТС): во-первых, путем создания заменителей вольфрамосодержащих ИТС, во-вторых, путем различных методов и способов модификации свойств ИТС с целью повышения их эксплуатационных характеристик.

Несмотря на то, что создано достаточно большое количество заменителей вольфрама в твердом сплаве [1, 2, 3], результаты лабораторных и производственных испытаний которых показывают их вполне удовлетворительные эксплуатационные характеристики, промыш-шленное внедрение их в широких масштаюах пока не начато. Объясняется это тем, что перенастройка технологических циклов на существующих производствах изготовления и использования такого инструмента требует огромных материальных затрат. Поэтому оказывается предпочтительным дополнтиельно включить в технологический цикл

компоненту, улучшающую свойства инструмента, нежели менять всю технологию в целом.

Анализ работ за период 1986-1996 гг. показал, что в ряде крупных центров (Япония, Германия, Россия и др.) разрабатывается проблема создания способов модификации материалов на основе взаимодействия потоков заряженных частиц с веществом и их внедрению в производственные циклы. Однако, к настоящему времени уровня промышленного использования ионно-лучевых технологий в производстве твердосплавных ИТС достигли лишь несколько разработок [4, 5, 6, 7, 8].

Высокоэнергетическое воздействие инициирует в металлах и сплавах целый спектр физических явлений, носящих термический, термодинамический и диффузионный характер, приводящих к структурным и структурно-фазовым превращениям вещества. В результате такого воздействия существенно изменяются макросвойства материалов: твердость, прочность, пластичность. Меняются комплексные эксплуатационные характеристики металлоизделий (в частности износостойкость), что подтверждает эффективность использования пучков заряженных частиц в технологических целях.

Имеющиеся на настоящее время результаты, полученные с использованием различных типов ускорителей, имплантеров, другими способами воздействия на ИТС применительно к разным классам модифицируемых материалов, зачастую разноречивы и не систематизированы, что не позволяет создать завершенной единой модели, дающей возможность с высокой степенью достоверности прогнозировать изменение эксплуатационных свойств материалов, подвергнутых высокоэнергетическому воздействию. Отсюда промышленное освоение подобных методов, разработка технологий применительно к конкретным инстру-

ментальным и обрабатываемым материалам, средствам металлообработки и производственным режимам требует проведения комплексных исследований на единой методологической основе с использованием различных видов энергетического воздействия и привлечения современных аналитических методов.

Поиск эффективных режимов обработки ИТС на основе карбидов вольфрама привел, в частности, к исследованию процессов взаимодействия мощных ионных (МИП) и сильноточных электронных (СЭП) пучков с поверхностью металлов и сплавов.

Исследования показали [9,10,11,12,13,14,15], что модификация поверхности материалов и изделий происходит в результате целого ряда коллективных процессов: перестройки решетки вследствие термомеханических напряжений, миграции атомов и дислокаций, формированию сильнонеравновесных структур и т.д. Однако полное понимание механизмов протекания этих процессов в настоящее время отсутствует. В литературе только в последние годы стали появляться данные исследований механизмов переноса атомов в твердом теле и изменения параметров кристаллических решеток при высокоэнергетическом импульсном облучении [16, 17, 18, 19, 20, 21, 22, 23, 24, 25, 26].

Сложно неоднородный фазовый состав ИТС в совокупности с высокими скоростями нагрева и охлаждения материала требуют учета наряду с тепловыми степенями свободы и газодинамические, гидродинамические, плазменные, химические и т.д. Все это приводит в конечном итоге к невозможности достоверного прогноза степени влияния высокоэнергетического воздействия на эксплуатационные свойства вольф-рамосодержащих ИТС.

Таким образом, исследование и анализ структурно-фазовых превра-

щений в приповерхностных слоях материала режущего инструмента после облучения СЭП и МИП, как физической основы современных технологий модификации является актуальной задачей триботехноло-гии.

Исходя из вышеуказанного целью работы является изучение закономерностей структурно-фазовых превращений и изменения износостойкости инструментальных твердых сплавов при модификации высокоинтенсивными импульсными пучками заряженных частиц, особенностей процесса структурной приспосабливаемости модифицированных ИТС в условиях резания и разработка на основе полученных представлений нового способа и высокоэнергетической технологии поверхностного модифицирования ИТС.

Работа состоит из введения, четырех глав, общих выводов и результатов, списка использованной литературы и приложений.

Во введении обоснована актуальность темы диссертационной работы, сформулирована цель исследования, научная новизна, практическая ценность и основные положения, выносимые на защиту.

В первой главе проведен анализ структуры и свойств, а также различных способов модификации инструментальных твердых сплавов.

Во второй главе обоснован выбор объекта исследования, источников и режимов облучения твердосплавного режущего инструмента, методов и методик экспериментальных исследований.

Третья глава посвящена исследованию закономерностей изнашивания модифицированных на различных режимах облучения ИТС в зависимости от скорости резания, приведены рекомендации по выбору технологических режимов облучения инструментов для различных условий обработки сталей и сплавов, обеспечивающие повышение износо-

стойкости твердосплавных инструментов до 4-х раз.

В четвертой главе рассмотрены структурно-фазовые изменения, протекающие в приповерхностных слоях модифицированного инструмента после его облучения сильноточным электронным пучком, а также в процессе трибовзаимодействия с обрабатываемым материалом. Предложена физическая модель структурной приспосабливаемости модифицированных ИТС и рекомендованы технологические режимы.

В приложения вынесены копии положительных решений о выдаче патентов РФ, а также акты производственных испытаний модифицированного режущего инструмента.

1 Глава 1. Износостойкость ИТС и методы их модифицирования.

Изменение свойств инструментальных твердых сплавов систем \\ГС — Со с целью повышения их эксплуатационных характеристик (износостойкость, коррозионная стойкость, экономичность, производительность и т.п.) неразрывно связано с исследованием процессов формирования новых структурных и фазовых состояний ИТС, возникающих в результате направленного на них внешнего энергетического воздействия. Также необходимым представляется установление зависимостей типа "внешнее энергетическое воздействие — структура — свойства". На основе анализа таких зависимостей возможна разработка новых технологических процессов производства и применения ИТС на основе карбидов вольфрама. В этой связи основой для решения задач оптимизации структурно-фазового состава ИТС для конкретных условий трибомеханического взаимодействия и, как следствие, создания специальных технологий, является выявление изменений в морфологии и структурно-фазовом составе поверхностных и приповерхностных слоев ИТС в результате модификации, а также представление о механизмах изнашивания и разрушения ИТС в процессе резания металлов и сплавов.

1.1 Структура и фазовый состав ИТС.

Наиболее полно изучены структура, фазовый состав и изменения макросвойств сплавов системы WC-Co, на примере которой прослеживаются некоторые общие для вольфрамосодержащих твердых сплавов зависимости между параметрами структуры и физико-механическими свойствами.

Составы промышленных твердых сплавов зачастую не соответствуют в полной мере системе "\УС-Со содержание в них углерода или больше или меньше стехиометрического его количества в соединении \УС. В связи с этим в сплавах наблюдается присутствие структурно свободного графита или третьей фазы в виде двойного карбида вольфрама и кобальта (СозИ^зС) [27], что существенно отражается на их прочности [28, 29].

Физико-механические характеристики твердых сплавов определяются соотношением объемных долей и свойствами фазовых составляющих. Карбид вольфрама не имеет широкого набора состояний так как является стехиометричным карбидом, а его дислокационная структура, созданная размолом, при температурах спекания претерпевает практически полный возврат [30]. Более высокими значениями пластичности и работы разрушения по данным [31] обладают твердые сплавы на основе высокотемпреатурного карбида вольфрама. На макросвойства твердых сплавов оказывает влияние размер зерен карбидной фазы. Установлено [27], что увеличение среднего размера зерна карбида вольфрама (при одинаковом содержании кобальтовой фазы) приводит к повышению платсичности и вязкости композитов, а для сплавов с содержанием кобальта до 11 % вместе с тем положительно влияет на прочность [29].

В отличие от карбида вольфрама диапазон состояний связующей фазы достаточно широк, что обусловлено изменением состава вследствие дополнительного растворения в кобальте вольфрама и углерода, выделением дисперсных частиц, полиморфным превращением мартен-ситного типа [28], причем состояние кобальтовой фазы в большой степени определяет свойства сплава в целом [28, 32]. Экспериментально

<ТГ Расстояние

ц/сг2

2|г

ч.

----г,

12 3 4

макс

Расстояние

Рис. 1: Зависимости вида аи —

подтверждено [33], что предел текучести твердых сплавов определяется напряжением, необходимым для передвижения дислокаций в связующей фазе, из чего следует зависимость предела прочности и предела текучести твердых сплавов от состояния связующей фазы. Решающая роль связующей фазы в формировании механических свойств твердых сплавов подтверждается также результатами работ [34, 35].

Основные закономерности взаимосвязи структурных параметров твердых сплавов с их механическими свойствами отражают представленные на рис. 1 зависимости с характерными экстремумами, где — среднее расстояние между частицами карбида, которое показывает влияние на прочностные характеристики композитов, помимо отмеченных выше структурных параметров, другого параметра — степени контакта карбидных зерен. По существу семейство кривых

аи = отражает влияние размера зерна с1цгс на характер за-

висимостей аи — /(%Со). По мнению Герланда [36] перегиб на кривых аи = ¡(Ьц/Схус) связан с переходом от одного вида разрушения к другому. Разрушение сплавов с высоким содержанием кобальта происходит путем деформирования и разрушения матрицы. В сплавах со средним содержанием кобальта или большими размерами зерен \¥С, разрушение развивается с образованием трещин в отдельных зернах WC и продолжается путем слияния через матрицу трещин в зернах карбида.

В сплавах с малым содержанием кобальта или меньшим размером зерен \¥С, что соответствует левой части кривых рис. 1. разрушение происходит путем распространения трещины через композитную структуру. Характерным видом разрушения для сплавов с большим размером зерна является распространение разрушающей трещины преимущественно через карбидную фазу [36]. При меньших размерах частиц \УС-фазы и меньшем содержанием связки композитный материал разрушается по границам "\УС-Со.

Современные представления о механизмах деформации и разрушения твердых сплавов не отражают единого мнения. В рамках микроскопического подхода предложены три модели строения композитов на основе которых рассматриваются процессы деформации и разрушения.

Согласно первой модели упрочнитель (в данном случае зерна карбида) равномерно окружен мягкими прослойками связующей фазы, так что основная деформация (накопление дислокаций, двойникование или полиморфизм) происходят в ней. При этом дислокации в связке эффективно зарождаются, количественно увеличиваются, взаимодействуя с зернами карбида, и обеспечивают таким образом необходимый запас

прочности. В случае протекания процессов двойникования и полиморфизма запас прочности еще более возрастает, так как диссипирующая способность связки еще более увеличивается.

Вторая модель предполагает, что под нагрузкой пластическую деформацию испытывает и упрочнитель — карбидная фаза, которая дает основной вклад в общую деформацию. Связующая же фаза играет побочную роль, заключающуюся в релаксации пиковых напряжений, возникающих в местах концентраторов в карбидной фазе. При этом учитывается тот факт, что соответствующие условия нагружения вызывают большие пластические деформации без разрушения даже в малопластичных материалах.

Согласно третей модели строение твердого сплава соответствует строению волокнистого композита [37]. Сплав состоит из двух взаимопроникающих структур — карбидных зерен и матрицы — связки, взаимодействующих посреджством прочной межфазной границы. Согласно этой модели размер межчастичных прослоек довольно мал (менее 1-2 мкм) и поэтому дислокации одной системы не блокируются дислокациями другой. Разрушение при этом происходит путем множественного растрескивания карбидов и объединения микротрещин через пластическую связующую фазу [37]. Из этой модели следует, что повышение вязкости твердого сплава может быть обеспечено увеличением объема связующей фазы и использование связки с высокой способностью к деформационному упрочнению [38].

Таким образм связующей фазе в процессах деформации и разрушения твердых сплавов существенная роль отводится в первой и третьей из рассмотренных моделей. Поэтому перспективность представлений, связанных с возможностями использования в качестве связующей фазы

в композитах так называемых структурно-неустойчивых связок, получило подтверждение и развитие в работе [39].

Принимая во внимание изложенные подходы к проблеме прочности твердых сплавов, следует отметить их ограничеснность с точки зрения износостойкости. Это связано с тем, что изнашивание помимо пластической деформации сопровождается рядом взаимосвязанных физических процессов: адгезией, микроразрушением, диффузией и сегрегацией, определяющих, в конечном итоге, износостойкость твердых сплавов [40, 41, 42]. Износостойкость является более общей или интегральной характеристикой физико-механических свойств твердых сплавов чем, к примеру, твердость и прочность. Кроме того, одни и те же параметры структуры сплавов в одном случае могут быть признаны удовлетворительными, а в другом нет, что обусловлено спецификой условий три-бомеханического контакта. Поэтому анализ износостойкости инструментальных твердых сплавов как показателя их физико-механических свойств требует рассмотрения комплекса вопросов, связанных с особенностями физических явлений при контактном взаимождействии и механизмов изнашивания в соответствии с существующими теоретическими положениями и гипотезами.

1.2 Износостойкость и механизмы изнашивания ИТС.

Как известно к характеристикам, влияющим на износостойкость твердых сплавов отностятся: твердость, предел прочности при изгибе, предел прочности при сжатии, жаропрочность, устойчивость к окислительным процессам. Указанные характеристики на этапе получения инструментального материала регулируются путем изменения содержания связки или степени дисперсности структуры карбид-

ной и связующей фаз. Повышение износостойкости инструментальных твердых сплавов путем вариации структуры и фазового состава является многопараметрической задачей, в которой отыскание оптимума модельным путем на сегодняшний день не представляется возможным.

Износостойкость твердых сплавов помимо структурных характеристик существенным образом зависит от условий трибомеханического контакта, которые в значительной мере определяют интенсивность поверхностного разрушения (изнашивания), режущего инструмента. Согласно существующим представлениям механизмы и процессы изнашивания инструментальных материалов базируется на следующих гипотезах, получивших экспериментальное подтверждение и теоретическое обоснование в работах A.A. Авакова, A.C. Верещаки, Г.И. Грановского, В.А. Жилина, H.H. Зорева, Ю.Б. Кабалдина, М.Н. Клушина, Н.С. Ку-лева, Б.И. Костецкого, Т.Н. Лоладзе, А.Д. Макарова, В.М. Подура-ева, М.Ф. Полетики, Н.И. Резникова, С.С. Силина, Н.В. Талантова, Е.М. Трента, Н.И. Ташлицкого и др.

Изнашивание твердых сплавов сопровождается комплексом явлений механического, термическлого и физико-химического характера [40, 41, 43, 44, 45, 46, 47, 48, 49, 50] в результате чего инструментальный материал подвергается абразивному, адгезионно-усталостному, диффузионному, окислительному видам износа. Интенсивность проявления указанных процессов зависит от условий резания, в частности скорости, температуры, влияние которой иллюстрируется схемой, предложенной А.Д. Макаровым [51] рис. 2. Считается, что абразивный износ происходит за счет срезания микроскопических поверхностных объемов инструментального материала твердыми включениями типа карбидов, нитридов, окислов силикатов и других твердых фаз, при-

Рис. 2: Влияние скорости резания на интенсивность изнашивания режущего инструмента 1 — адгезия, 2 — усталостный; 3 — абразивный; 4 — термоусталостное разрушение 5 — окисление; б — диффузионный; 7 — пластическое течение

сутствующих в обрабатываемом материале. Решающее значение для износостойкости инструмента абразивный износ имеет при обработке материалов с ярко выраженными абразивными свойствами [52, 34]. Абразивному износу твердые сплавы подвергаются, в основном, при низких скоростях и температурах резания, а интенсивность абразивного поверхностного разрушения определяется соотношением твердости инструментального и обрабатываемсого материалов.

Активная роль адгезионно-химических процессов в износе инструментальных материалов отмечается в работах [47, 42, 54]. В результате контактного взаимодействия поверхностей при наличии повышенных температур и давлений происходит периодическое схватывание и срез в отдельных точках контакта, инициирующее развитие усталостных процессов с последующим разрушением твердых сплавов в виде выкрашиваний и сколов. В этом случае важное значение приобретают такие характеристики материала, как циклическая прочность и ударная вязкость. Увеличение скорости относительного перемещения и повышение температуры в зоне резания способствует структурным превращениям в приповерхностных слоях твердого сплава, приводит к резкому снижению твердости и прочности и, соответственно, увеличению интенсивности адгезионно-усталостного изнашивания. В этих условиях вероятно отслаивание блоков инструментального материала по границам зерен. Адгезионно-усталостный износ в зависимости от условий контакта и состояния инструментального материала может происходить путем отрыва, либо пластического среза, соответственно механизм изнашивания имеет хрупкую или пластическую природу.

Д.М. Гуревичем [46] предложены аналитические выражения для оценки скорости адгезионно-усталостного изнашивания

твердого сплава. Скорость адгезионно-усталостного изнашивания материала представляется выражением

где / — частота циклов разрушения; с? — средняя толщина частиц износа; Аг — фактическая площадь контакта;

N — число циклов нагружения, которые выдерживает материал до

усталостного разрушения;

Аа — номинальная площадь контакта.

Вследствие существенного различия механических свойств структурных составляющих твердого сплава его скорость изнашивания складывается из скорости разрушения зерен карбида и материала связки. И может быть предсставлено выражением:

где /а — частота циклов нагружения, создаваемая адгезионным взаимодействием контактируемых поверхностей; — средняя толщина частиц износа карбидов;

— число циклов нагружения, которое выдерживают до усталостного разрушения карбиды и материал связки;

О, — коэффициент, учитывающий удаление неполностью изношенных зерен карбидов;

/с — частота циклов нагружения, создаваемая нестабильнотью процесса стружкообразования;

— средний размер карбидов в твердом состоянии. Применение предложенных выражений для расчета скорости изнашивания весьма проблематично, так как определение параметров

/б1АГ

/, /а,/с возможно только из эксперимента, что сопряжено с большими техническими трудностями.

Изнашивание на высоких скоростях резания, согласно полученным данным, происходит в результате усталостного разрушения карбидов, интенсивность которого по мере снижения скорости резания уменьшается. При дальнейшем снижении скорости резания изнашивание происходит путем отрыва зерен карбидов за счет усталостных явлений в связке, что соответствует экстремуму стойкостной зависимости. Вновь преобладающим усталостное разрушение карбидов становится на малых скоростях резания.

При резании на высоких скоростях существенное значение по мнению Т.Н. Лоладзе, Н.В. Талантова, Е.М. Трента приобретают диффузионные явления и связанное с ними изнашивание. Диффузионное изнашивание обусловлено взаимным растворением инструментального и обрабатываемого материалов, разупрочнением приповерхностных слоев твердого сплава вследствие структурных превращений. Несмотря на дискуссии относительно механизмов диффузионного изнашивания [55, 56, 57] подтверждение диффузионного износа твердых сплавов получено при резании сталей [55, 57] и жаропрочных сплавов на никелевой основе [51]. Из-за высокого градиента концентрации углерода на границе раздела контактирующих материалов, малого радиуса атомов углерода и их большой подвижности происходит нарушение стехио-метрического состава элементов в карбидах, что приводит к возникновению смеси карбидов И^С + И^С и ТУ2С + }¥. Появление смеси разных карбидов и устранение пластичной кобальтовой связки между зернами карбидов способствует охрупчиванию и разупрочнению твердого сплава. В работах Н.В. Талантова [55, 56] обосновываются несколько

возможных механизмов, связанных

1) с диффузионным растворением в обрабатываемом материале элементов твердого сплава;

2) с диффузией в связку твердого сплава элементов, содержащихся в стали, снижением устойчивости карбидных зерен в сплаве с последующим их вырывом.

Вместе с тем отмечается [55], что насыщение приконтактных слоев обрабатываемого материала вольфрамом и углеродом способствует повышению их прочностных свойств и, как следствие, более интенсивному изнашиванию твердых сплавов.

Следует отметить, что экспериментально зафиксированные факты диффузионного переноса, например наличие железа в межфазных областях, и получившие обоснование имеющих место процессов диффузии железа в связку (а кобальта в обрабатываемый материал) не получают подтверждения в других работах, в частности Naerheim Y. и Trent Е.М. [57]. Тем не менее А.Д. Макаровым [51] получено экспериментальное подтверждение изнашиванию инструментальных твердых спласов преимущественно диффузионного характера при обработке жаропрочных хромоникелевых сплавов на высоких скоростях резания. При этом было доказано, что изнашивание сопровождается не только взаимным диффузионным растворением контактирующих материалов, но и вырывом за счет адгезии к абрабатываемому материалу, частиц твердого сплава, разупрочненного вследствие диффузионных процессов.

Механизм окислительного изнашивания основывается на процессах образования окисных пленок на поверхностях твердого сплава вследствие окисления их структурных составляющих при высокотемпературном фрикционном контакте [59, 47, 60]. Вклад окислительной соста-

вляюгцей в износ твердого сплава, становится превалирующим при высоких скоростях резания, что подтверждается экспериментально путем воздействия на зону резания газовых сред [47, 49]. Проникновение газообразных сред на контактные поверхности инициирует разрушение инструментального материала, проявляющееся в виде микроскопических трещин, пор и проточин. Интенсивность окислительных процессов и степень их влияния на изнашивание твердых сплавов существенно зависит от температуры резания. Минимум интенсивности изнашивания, наблюдающийся при температуре резания менее 600 С0, объясняется [49] положительным влиянием низкотемпературного окисления способствующего образованию окисных пленок и препятствующих схватыванию с обрабатываемым материалом. Влияние окислительных процессов на механизм и интенсивность изнашивания твердых сплавов помимо указанных по мнению Н.С. Ко лева [60] проявляется и через интенсификацию усталостных повреждений при циклическом нагру-жении сплавов, приводящих к возникновению в их приповерхностных слоях субмикроскопических трещин.

Совокупность одновременно протекающих физико-химических процессах при температурах резания порядка 900 — 1200 С0 приводит к течению приконтактных слоев и пластической деформации твердого сплава за счет снижения предела текучести. Такой вид деформации инструментального материала относится, по мнению Н.В. Таланто-ва [29] к категории ползучести, форма реализации которого зависит от условий контакта с обрабатываемым материалом, закономерностей распределения давлений по длине контакта и распределение контактных температур. Пластическая деформация инструментального материала сопровождается разрушением поверхностных слоев за счет

вырыва отдельных карбидных зерен [51]. При предельно высоких контактных температурах между твердым сплавом и обрабатываемой сталью возможно образование тонких пленок по типу легкоплавких соединений диффузионного происхождения. В результате ползучести наблюдается заметное формоизменение режущего клина с последующим сколом. Вид формоизменения контактных поверхностей инструментального материала зависит [29] от теплопроводности контактирующих материалов, а также прочностных свойств обрабатываемых материалов. Указанные характеристики оказывают существенное влияние на формирование контактных условий и определяют схему ползучести.

Анлаиз механизмов изнашивания инструментальных твердых сплавов показывает, что активным параметром, регулирующим протекание всех физических или контактных процессов и определяющих интенсивность поверхностного разрушения являются скорость и температура резания [61].

Для снижения интенсивности изнашивания ИТС и повышения их эксплуатациооных характеристик, как следует из приведенного обзора, необходимо оптимальное соотношение физико-механических и химических свойств инструментального материала, а также режимов резания. В определенной степени требуемые соотношения свойств ИТС и режи-моврезания может быть обеспечено путем модифицирования инструментального материала как на стадии его изготовления, так и последующей обработкой. Эффективность применения различных методов модифицирующей обработки и ее влияние на струткуру и свойства твердых сплавов различны. В этой связи представляется целесообразным подробно рассмотреть известные методы модификации ИТС.

1.3 Методы модифицирования структуры и свойств ИТС.

Разработанные к настоящему времени методы модифицирующей обработки твердых сплавов принято [28, 32] разделять на две группы: объемного и поверхностного упрочнения.

К объемным методам относятся термическая обработка, легирование при спекании, обработка жидкостью высокого давления. К поверхностным методам обработки твердых сплавов относятся алмазная, вибрационная, дробеструйная обработки, нанесение износостойких покрытий, обработка потоками заряженных частиц. Перечисленные методы модифицирования по физической сущности можно классифицировать как термические, металлургические, механические, физико-химические, и, наконец изученные и разработанные — высокоэнергетические. Высокоэнергетическое воздействие, обусловленное вариациями параметров облучения, характеризуется многообразием эффектов модифицирования материалов, наблюдаемых и при известных видах упрочняющей обработки. Поэтому в рамках общего подхода к решению проблемы износостойкости твердых сплавов необходим анализ традиционных видов упрочняющей обработки на уровне структурно-фазовых превращений, их систематизации с учетом превалирующих эффектов, характеризующихся вполне определенными физическими особенностями.

1.3.1 Модифицирование легированием.

Одним из развитых направлений улучшения прочностных характеристик твердых сплавов является получение методами порошковой металлургии новых композиционных структур путем введения легирующих добавок.

Наиболее изучены и иромышленно освоены сплавы, содержащие в составе карбидных фаз ТаС [62, 63, 64], а в качестве связующей фазы — Ni. Большое число работ посвящено также изучению влияния добавок карбида тантала на физико-механические свойства сплавов ЦТ С — ТгС — Со, в частности [65].

Влияние добавок карбида тантала, как правило, приводит к повышению твердости, высокотемпературной и усталостной прочности, износостойкости, а также устойчивости к окислению. Оптимизация свойств проводится путем изменения процентного содержания карбида тантала. Заслуживает внимания тот факт [66], что при увеличении содержания карбида тантала в твердом растворе (Тг, ТУ, Та)С содержание углерода приближается в нем к стехиометрическому (при 50-60%)ТгС. Таким образом содержание углерода в исходных карбидах оказывает влияние на состав цементирующей фазы (по содержанию ТУ).

В патенте [63] предложен твердый сплав, получаемый пропиткой ферросплавом, содержащим и 5г, порошковых заготовок, из возможных тугоплавких соединений (ТУ С, Ж2С, МоС, Мо^С, ТгС, СГ3С2, СГ7О3, ТаС, ИЪС, ТъВ2,СгВ2) или композиций

ЦТС - ТгС, ТУ С - ^С - ТаС, ТгС - ТгВ2. В патенте [64] показано, что прочность карбидхромовых композиций на никелевой связке увеличивается в 2 раза с введением в никелевую связку 0.04% Р. В состав твердого сплава на основе TiC дополнительно введено до 5% ZrC и 15% ТУС. В состав связки входит 25-70% Мо или Мо2С и 75-30 % Те, Со или Ni. ZnC может быть заменен УС, а ТгС — частично ТаС. Сплав имеет существенно более высокую износостойкость, чем карбидотита-новый сплав на Иг — Мо—связке, твердые сплавы для режущих инструментов из нитридов с железной, никелевой или кобальтовой связкой

разработаны автором патента [67]. Сплавы содержат 5-95% нитридов f,Nb,V с добавкой 5-50 объемных% износостойких соединений А/2О3, АШ, ТаИ и цементирующей связки из Ме—группы железа. Р. Эрвин [87] рекомендует в качестве инструментального материала сплав на основе твердого раствора карбидов тиатана и молибдена с металлической связкой из мметаллов группы железа. В сплаве до 30 ат. % Тг может быть заменен Р,ЫЪ,Та 50 ат.%, Мо может быть заменен }¥. Повышение абразивной стойкости, прочности и в целом режущих свойств достигается [68] путем введения в качестве добавки бора, что обеспечивает понижение температуры спекания и упрочнение границ зерен.

Анализ работ показывает, что необходимые для материалов инструментального назначения свойства: твердость, износостойкость, ударная вязкость, обеспечиваемые металлургическими методами, достигаются за счет следующих эффектов:

— упрочнения межзеренных границ при введении в композиции добавок, в частности, бора;

— образования мелкозернистой структуры при введении некоторых карбидов, например, УС;

— повышения прочности сцепления частиц карбонитрида с никелевой связкой и снижения адгезионно-химической активности к обрабатываемому материалу за счет введение в твердые сплавы на основе несте-хиометрического карбонитрида тантала с никелевой связкой добавок HfC,VC,Mo2C [65];

— формирования высокодисперсных ]¥зСоВ§ или И^Сс^Дэ [69] в твердых сплавах при определенных режимах закалки порошковых смесей;

— получения высокодисперсной структуры за счет введения в сплав в значительном количестве металлической связки или созданием специальных композитов со структурно-неустойчивой связкой [38] и связанным с этим повышением пластичности твердосплавных композиций.

1.3.2 Термическая и химико-термическая обработка.

Виды термической обработки твердых сплавов разделяют на три группы [28, 32]:

1. отжиг (или отпуск) при температурах 873 — 1523°К;

2. закалка с температуры спекания в различных средах;

3. термообработка спеченных изделий от 573 — 1473°К в различных средах.

В зависимости от вида термической обработки по данным экспериментальных исследований [28, 32, 70, 71, 72] наблюдаются определенные изменения в структуре твердых сплавов. Для первого вида обработки наиболее характерными являются изменения напряженного состояния фаз и старение кобальтовой фазы; для двух других — изменение структурных и стереологических параметров обеих фаз, и, в основном, связующей. Возможности влияния на состав и свойства связующей фазы связаны с изменением скорости охлаждения сплава после спекания и за счет термического воздействия.

Попытки применения отжига для модифицирования [66] не позволили установить закономерности влияния обработки на структурные характеристики и свойства твердых сплавов. По мнению Ю.Н. Че-пуркина и И.Ф. Мохова [66] отжиг может обеспечить улучшение режущих свойств твердосплавных пластин при температурах 1023 —1173°К

с последующей нормализацией при 1173 - 1223°К. При обсуждении результатов работы [66] предполагается, что повышение стойкости отожженных пластин может быть связано с улучшением теплофизи-ческих характеристик сплава, а именно по теплопроводности. В целом, обобщая экспериментальные данные, М.Г. Лошак [28] приходит к выводам, что отжиг не может быть рекомендован в качестве упрочняющей обработки вследствие высокой вероятности снижения прочностных характеристик инструментальных материалов. Наибольшее предпочтение отдается [28, 32, 71] закалке, при которой оптимальные условия нагрева (до £ > 1273°К в масле) и охлаждения способствуют интенсивному растворению вольфрама и углерода в кобальтовой фазе. Закалка твердых сплавов приводит к увеличению напряжений растяжения в связующей фазе и росту напряжений в карбидной фазе. Кроме того отмечаются изменения стереологических характеристик сплавов — уменьшение связанности (Л^) и смежности зерен карбидной фазы Сшс-юс, а также некоторое уменьшение зерна Бшс [32]. Обнаруженные структурные изменения благоприятно влияют на механические свойства: наблюдается повышение прочности и вязкости сплавов [71], а также надежности при резании в условиях ударного нагружения [72]. Вместе с тем в определенных условиях трибомеханического контакта термообработка отрицательно сказывается на их износостойкости [28]. Изучение и анализ особенностей процесса резания термообрабо-танными пластинами позволил установить, что причины снижения износостойкости связаны со снижением теплопроводности инструментального материала после закалки. Это приводит к увеличению тепло-напряженности контакта и интенсификации диффузионных процессов. Другим отрицательным фактором, ограничивающим износостойкость

термообработанных сплавов является увеличение их ползучести [73].

Как отмечается в работе [68] повышение эксплуатационных свойств твердосплавного инструмента может быть обеспечено химико-термической обработкой, в частности, борированием. Изучение влияния борирования на состояние фазовых составляющих сплавов ВК15, ВК50, ВК70 и Т15К6 с использованием рентгеноструктурного анализа позволило установить образование в диффузионном слое твердых сплавов боридов кобальта: Со^В и СоВ. Образования соединений бори-дов на основе }¥С не обнаружено. Увеличение поверхностной твердости при этом оказывается тем больше, чем выше содержание в сплаве кобальта. Борирование твердых сплавов повышает хрупкость поверхностных слоев и снижает предел прочности сплавов при изгибе. Механизмы повышения износостойкости борированных твердых сплавов вероятно связаны как с увеличением твердости материала, так и с повышением его коррозионной стойкости.

Таким образом известные методы модифицирования ИТС не свободны от недостатков и не обеспечивают требуемого комплексного повышения физико-механических и триботехнических свойств сплавов.

1.4 Обоснование возможностей применения сильноточных пучков заряженных частиц для повышения износостойкости ИТС.

Удорожание компонент, составляющих вольфрамосодержащие ИТС, повышение требований к качеству резания и технологичности производства инструмента ставят задачи применения новых методов модификации, основанных на рациональном использовании физико-химическихи процессов, происходящих в ИТС как при модификации,

так и в условиях трибомехаиического контакта при резании металлов и сплавов.

Высокоэнергетическое воздействие, инициируя в металлах и сплавах целый ряд физических явлений термического, термодинамического и диффузионного характера, приводит к структурно-фазовым превращениям в твердых сплавах. В результате такого воздействия существенно, а иногда и кардинально изменяются макросвойства материалов: твердость, прочность, износостойкость. Изменяются комплексные эксплуатационные характеристики инструментов, что подтверждает перспективность использования пучков заряженных частиц в технологических целях. Однако имеющиеся результаты, полученные с использованием различных типов ускорителей и применительно к разным классам модифицируемых материалов, зачастую разноречивы и не систематизированы, и, как правило, реализованы по схеме "воздействие — поверхность — наблюдаемый эффект" без анализа процессов, протекающих в контактирующих поверхностях, в связи с чем до настоящего времени не удалось создать завершенных моделей, позволяющих прогнозировать влияние высокоэнергетического воздействия на макросвойства облучаемых материалов.

Облучение сильноточными пучками ионов и электронов в диапазонах плотностей энергии (Е8 = 0.7 — 7Дж/см2) вызывает значительные структурные изменения. По данным теоретических и экспериментальных исследований, формирование структуры, фазового и элементного состава приповерхностных слоев происходит вследствие термомеханических процессов. При плотностях ионного тока j > 90А/см1) наблюдается плавление поверхностного слоя облучаемой детали. Толщина расплавленного слоя примерно в 30 раз больше пробега ио-

нов углерода в материале. Развивающийся высокий градиенты температур (106 — 107 К / м) и термомеханических напряжений инициируют значительно более заметное (по сравнению с ионной имплантацией) перераспределение компонентов сплава (повышение концентрации И7, Со, С в приповерхностных слоях). В результате оплавления может образоваться специфическая поверхность, состоящая из кратеров и кратерных образований плотность распределения, размеры и форма которых зависят от режимов облучения. Характерным как для ионных так и для электронных пучков является образование и развитие зерен-ных конгломератов (укрупнение с повышением плотности энергии) и гомогенизация поверхности без выраженных межфазных границ.

1.5 Выводы и задачи исследования.

В результате проведенного литературного обзора и патентного поиска нами был сделан вывод о том, что исследование и анализ структурно-фазовых превращений, инициируемых воздействием СЭП и МИП в поверхностных слоях материала режущего инструмента, как физической основы современных технологий модификации, является актуальной задачей материаловедения и триботехнологии.

Исходя из этого целью данной работы является изучение закономерностей структурно-фазовых превращений и изменения износостойкости инструментальных твердых сплавов при модификации высокоинтенсивными импульсными пучками заряженных частиц, особенностей процесса структурной приспосабливаемости модифицированного ИТС в условиях резания и разработка на основе полученных представлений нового способа и высокоэнергетической технологии поверхностного модифицирования ИТС.

Для достижения поставленной цели необходима реализация следующих задач:

1. Исследовать износостойкость и провести сравнительные стойкост-ные испытания модифицированного СЭП и МИП твердосплавного режущего инструмента, изготовленного из сплавов систем WC-Co, "\¥С-ТлС-Со, и исходного (необлученного) инструмента. Изучить влияние режимов резания на характеристики износостойкости инструмента из модифицированного ИТС

2. Исследовать изменения структуры и фазового состава ИТС, вызываемых воздействием СЭП и МИП.

3. Изучить влияние уровня энергетического воздействия пучков и трибомеханического нагружения при резании различных материалов на структурно-фазовые изменения в твердом сплаве.

4. Разработать физическую модель, описывающую взаимосвязь между структурно-фазовыми превращениями, инициируемыми облучением и условиями трибомеханического взаимодействия с обрабатываемым материалом.

5. Разработать новый способ упрочнения твердосплавного режущего инструмента, методов и методик экспериментальных исследований.

2 Глава 2. Методы и средства модификации и экспериментального исследования модифицированных ИТС.

Исходя из задачи выявления основных механизмов изнашивания ИТС при резании металлов и сплавов в качестве технологического инструментария нами были выбраны источники сильноточных электронных (СЭП), разработанный в ИСЭ под руководством проф. Проскуров-ского Д.И. и мощных ионных (МИП) пучков "Темп", разработанный в НИИЯФ ТПУ под руководством проф. Ремнева Г.Е.

Причиной выбора таких ускорителей явилось, с одной стороны их схожесть в основных механизмах (на наш взгляд термомеханического характера) воздействия на материал. Близкими по значениям удельным энерговкладам (перекрываемый диапазон 1 — 4Дж/см2) и, с другой стороны, существенном (до 2-х порядков) различии в скорости ввода энергии за счет различия в длительности импульсов.

Другая причина использования такого типа пучков — возможность с высокой степенью надежности пренебречь фактором легирования, проявляющимся при ионной имплантации, что дает возможность на сравнении результатов исследований выделить различные механизмы радиационного стимулирования и факторы изменения физико-механических свойств ИТС.

И, наконец, обе установки отвечают всем требованиям радиационной и электробезопасности, достаточно малогабаритны, пластичны в использовании для различных технологических задач. Не требуют сложной перенастройки применительно к различным типам материалов и геометрии облучаемых образцов.

Режимы облучения для СЭП и МИП приведены в таблице 1.

Таблица 1.

Режимы облучения СЭП и МИП использовавшиеся в исследованиях

иэ, кВ № Е8,Дж/СМ2 ],А/см2 Е3,Дж/см2

режима (МИП150) 150 2.25

21 СЭП6 0.8 120 1.8

22 СЭП7 1.0 (МИП100) 100 1.5

23 СЭП1 1.2 90 1.35

25 СЭП2 2 80 1.2

27 СЭПЗ 2.7 70 1.05

29 СЭП4 4 (МИП50) 50 0.75

31 СЭП5 7

В качестве аналитических методов в исследовании использовались оптическая и растровая электронная микроскопия (микроскопы МИМ-7, МИМ-9, РЭМ-200, "Тесла" и др.) и металлография, ПМЭ, рентгенографический анализ.

Микротвердость модифицированных материалов измерялась на приборе ПМТ-3 по стандартным методикам.

2.1 Устройство и энергетические характеристики источников сильноточных электронных и мощных ионных пучков

Для модификации ИТС в экспериментальных исследованиях был использован источник СЭП, разработанный в ИСЭ СО РАН под руководством проф. Д.И. Проскуровского [74, 75], блок-схема которого приведена на рис. 3. Основные технические характеристики:

• давление в рабочей камере 5 ■ Ю-4 торр. (4 • 10~2Па);

• режим работы — ипульсный;

• длительность импульса тока пучка 5 • Ю-8--4.5 ■ 10~6с;

• плотность тока пучка 4 — 4000А/cm2;

• площадь сечения пучка до 10cm2;

• ускоряющее напряжение до 30 кВ

• состав пучка — электронный

Ниже приводится описание источника СЭП, который использовался для модификации поверхностных слоев исследуемых материалов и изделий. В соответствии с рис. 3 установка состоит из катода 1 который выполнен из пакета резисторов, имеющих графитовую основу и керамическую оболочку. Использовался также другой тип катода, в виде диска из графита, покрытого тканью типа бархата. Диаметр эмитти-рующей поверхности катода составлял 1, 5 -f-б см. Анод 2 выполнен из нержавеющей стали и представляет собой диафрагму с отверстием в центре диаметром 6-^7 см для прохождения пучка. Длина ускоряющего диодного промежутка составляла 1,5 4 см. За анодом 2 по окружности отверстия расположены источники плазмы 3. Каждый источник плазмы состоял из резистора с сошлифованным до графитовой основы торцом. Генерация плазмы осуществляется в результате пробоя по поверхности керамической оболочки резистора с переходом в дуговой разряд. Таким образом, в анодной плазме присутствуют в основном ионы углерода. Электронный пучок транспортировался в анодной плазме до коллектора 4, располагавшегося на расстоянии 5 -f- 20 см от источников плазмы. Коллектор служил также держателем обрабатываемых изделий. Для предотвращения пинчевания пучка использовалось внешнее магнитное поле напряженностью до 0,3 Тл, которое создавалось соленоидом 5, расположенным снаружи вакуумной камеры 6.

00

СЛ

К о

со

к

о в

м

Н К

о N Й и1 И О в о л и Ё х

си Й 03

я н

о

И И

Е х

я <<*

л

к о и

1 - катод; 2 -анод; 3-искровые источники плазмы; 4 - коллектор; 5 - соленоид; 6 - вакуумная камера; 7 - блок управления; 8 - блок питания соленоида; 9 - блок поджига; 10 - генератор импульсных напряжений (ГИН); 11 - катодная плазма; 12 - двойной слой; 13 - анодная плазма; 14 - пояс Роговского; Ш, - делитель напряжения.

Сначала от блока управления 7 подается импульс запуска на блок питания соленоида 8. Через 4,5-10~3 с, когда напряженность магнитного поля достигает максимума, от блока 7 подается импульс запуска на двухканальный блок поджига 9. С первого канала блока 9 подается импульс тока апериодической формы на искровые источники АП 3 амплитудой 2 -f- 5 кА и длительностью ~ 5 • 10~6 с. Затем с задержкой (1 -г- 3) • 10~6 с по второму каналу от блока 9 подается импульс поджига на генератор импульсных напряжений (ГИН) 10. ГИН вырабатывал импульс специальной формы, состоящий из короткого положительного предимпульса и основного импульса ускоряющего напряжения отрицательной полярности. Емкость ГИНа составляла (0,1 -f- 1,2) • 10~6 Ф. Использование предимпульса в сочетании с указанными выше типами катодов, а также внешнего ведущего магнитного поля обеспечивает получение однородных электронных пучков при ускоряющем напряжении ~ 10 кВ.

Регистрация напряжения на диоде осуществлялась резистивным делителем, диодного тока и тока пучка коллектора — поясом Роговского. Распределение плотности энергии по сечению пучка регистрировалась с помощью секционированного калориметра на основе калиброванных терморезисторов КМТ-17. Автографы пучка получали на фольгах из титана и нержавеющей стали.

Приведенный источник относится к классу низкоэнергетичных (до 50 кэВ) сильноточных электронных пучков с изменяемыми параметрами длительности импульса и плотности мощности. Источник является радиационно-безопасным, с надежным энергопитанием и стабильной системой генерации пучка.

В этом устройстве генерация СЭП производится в плазмонаполнен-ном диоде. Анодная плазма (АП), генерируемая искровыми источниками, расположенными по окружности отверстия в анодном электроде, заполняет ускоряющий промежуток (диод) и пространство дрейфа. Концентрация АП обычно находится в пределах 1011 1012 см-3, а температура не превышает 1-^5 эВ. Тем не менее проводимость АП оказывается достаточной для того, чтобы она приобрела потенциал анода. После заполнения диода (1-=-4 мкс) плазмой, на катод подается импульс ускоряющего напряжения, и электрическое поле сосредотачивается в прикатодном слое объемного заряда ионов, толщина которого меньше зазора катод - анод. Тем самым достигается величина напряженности электрического поля на катоде, достаточная для возбуждения на нем взрывной эмиссии.

После возбуждения взрывной эмиссии на катоде и образования катодной плазмы ускоряющее напряжение сосредотачивается в двойном слое между катодной и анодной плазмами. Электроны, эмитируемые катодной плазмой, ускоряются в двойном слое и, пройдя отверстие в анодном электроде, попадают на коллектор. Компенсация объемного заряда пучка ионами АП позволяет, по сравнению с вакуумными системами, транспортировать пучок на существенно большие расстояния, улучшая его однородность и, одновременно, уменьшая количество продуктов эррозии катода и анода, попадающих на мишень. В отсутствие внешнего ведущего магнитного поля пучок может сильно сжиматься собственным магнитным полем (пинч-эффект).

При наложении ведущего магнитного поля затрудняется создание квазиоднородного столба анодной плазмы, поскольку АП инжектируется преимущественно поперек силовых линий поля.

С целью модификации ионными пучками в работе был использован ускоритель мощных ионных пучков разработанный в НИИЯФ ТПУ под руководством проф. Ремнева Г.Е.[84, 85].

Ускоритель ионов "Темп" (рис. 4) предназначен для облучения поверхностей мощными ионными пучками состава С+ — 70%, Н+ — 30%. Основные технические характеристики:

• давление в рабочей камере не выше 5 • Ю-4 торр. (4 • 10~2Па);

• режим работы — ипульсный;

• длительность импульса тока пучка 5 • Ю-8с;

• плотность тока пучка 40 — 150-А/сш2;

• площадь сечения пучка ионов 40 — ЮОсга2;

• ускоряющее напряжение до 300 кВ

• состав ионов в пучке — Н+, С+

Ускоритель "Темп" конструкционно состоит из следующих основных частей: генерирующей части, вспомогательных систем и систем управления и контроля.

К генерирующей части относятся: источник питания, задающие генераторы и магнитоизолированный диод ускорителя. К вспомогательным системам относятся системы: маслоподачи, газовая, подачи и очистки воды, вакуумная, магнитного поля. Эти системы обеспечивают нормальную работу основных элементов генерирующей части ускорителя. К системам управления и контроля относятся системы обеспечивающие безопасную работу ускорителя, синхронизацию запуска, регистрацию и возможность изменения параметров пучка.

СП

Рис. 4: Источник мощный ионных пучков "Темп". А - общая схема; Б - рабочая камера.

Принцип работы ускорителя "Темп": получение МИП основано на методе прямого ускорения ионов из взрывоэмиссионной плазмы с использованием специальных генераторов импульсных напряжений (ГИН). Схема ускорителя создана на базе модифицированной двойной формирующей линии (ДФЛ). Работу модифицированной ДФЛ можно рассмотреть по стадиям:

1. После срабатывания разрядников ГИНа начинается зарядка формирующих линий (ФЛ) ФЛ1, ФЛ2 практически не заряжается, поскольку потенциал внутреннего электрода ФЛ2 является плавающим и приблизительно равен потенциалу внутреннего электрода ФЛ1 (емкость внутренней линии ДФЛ много больше емкости центрального электрода на землю).

2. При достижении на разряднике Р2 пробивного напряжения он срабатывает и линия ФЛ1 замыкается на линию ФЛ2 через разрядник Р1 и нагрузку. Тем самым на нагрузке формируется импульс напряжения половинной амплитуды. Далее возможны два режима работы. В первом, разрядник Р2 срабатывает через время пробега по линии, т.е. при резком снижении напряжения на нем и на нагрузке формируется импульс напряжения противоположной полярности, без паузы. Во втором режиме пробивное напряжение разрядника Р2 выше, чем у Р1, и формирование второго импульса напряжений происходит через паузу, контролируемую давлением газа в Р2.

3. В этой стадии происходит дозарядка линии ДФЛ. Потенциал внутреннего электрода, приблизительно равный потенциалу внешнего электрода, поддерживается параллельными цепями через Р1 и индуктивность Ь3 и через Р1 и нагрузку.

4. После срабатывания разрядника Р2 формируется второй импульс напряжения.

2.2 Методы и методики исследования модифицированных ИТС.

2.2.1 Методики рентгеноструктурного анализа

Характерными чертами твердых сплавов являются их многофазность, поликристалличность и достаточно высокая дефектность кристаллической структуры. Поскольку в модифицированных ионными пучками поверхностных слоях свойства изменяются на глубинах, существенно превышающих глубину легированного слоя, а характер этих изменений зависит от особенностей дефектной структуры, большое значение приобретает исследование структурных изменений в слоях толщиной от единиц до десятков микрометров. Для этих целей подходят методики рентгенографических исследований, основанные на анализе тонкой структуры по уширению дифракционных линий.

Рентгенограммы снимались на дифрактометре ДРОН-УМ в фильтрованном Си-Ка излучении. Профили строились путем пошагового сканирования при шаге сканирования 0,05°. Время отсчета на точке 20 сек. Профили подгонялись к экспериментальным точкам путем нахождения минимального среднеквадратичного отклонения. Все рентгенографические исследования выполнены для карбидной (а-\¥С) фазы. Анализ проводился по пяти линиям карбида вольфрама в широком интервале углов дифракции (2в = 30 110°).

В работе использован метод аппроксимации, который основан на анализе интегральной ширины дифракционных максимумов. Этот метод хорошо развит для поликристаллических образцов, рассматрива-

емых как скопление большого колическтва одинаковых, беспорядочно ориентированных блоков.

2.2.2 Методики исследования морфологических и структурных изменений.

Для изучения морфологии модифицированных поверхностей инструментальных твердых сплавов использовалась оптическая и растровая электронная микроскопия.

В процессе исследования определяли размеры зерен, закономерности образования зеренных конгломератов. Изучение изменений в зе-ренной структуре глубинных слоев модифицированных сплавов проводилось с использованием фрактографического анализа и электронно-микроскопических исследований тонких фольг.

Объектами исследования для электронной дифракционной микроскопии на просвет являются тонкие пластины (фольги) толщиной 0.15-0.20 мкм (для случая ПЭМ с ускоряющим напряжением 125 кВ). Стандартными способами приготовления таких фольг являются: химический, электролитический, микросколы, ионное утонение и некоторые другие [76]. В работе использовался метод ионного утонения, т.к. твердосплавные пластины на основе карбидов фольфрама практически не поддаются утонению более простыми методами (химическими или электролитическими). Процедура приготовления фольги состоит в следующем: из относительно массивного образца, используемого для проведения исследования на структурный и фазовый состав, методом электроискровой эрозии с заданной глубины вырезается пластина толщиной 0.2-0.25 мм. Элетроискровая эрозия производится на электроискровом приборе, входящем в комплект ПТФ-1. Далее пластинка механически утоняется до толщины порядка 100 мкм. Механическое

утонение до меньших размеров приводит либо к сильному наклепу материала, либо к его растрескиванию и осыпанию. Далее из пластинки выбивается диск диаметром порядка 3 мм, что соответствует размерам объектодержателя используемого в исследованиях электронного микроскопа. Вырезанный диск окончательно утоняется методом ионного распыления на установке оригинальной конструкции [77]. Утонение прекращается в момент образования первого отверстия в пластинке, момент образования контролируется визуально с помощью оптической системы с увеличением 3-5 крат. Приготовленный таким образом диск помещался в колонну электронного микроскопа для проведения структурно-фазовых исследований. Следует отметить, что приведенный способ приготовления тонких фольг (объектов электронно-микроскопических исследований методом "на просвет") при использовании тестирующих и градуировочных утонений позволяет получать тонкие участки материала с заданной глубины массивного объекта с точностью порядка 500 нм. Просвечивающая электронная микроскопия (ПМЭ) позволяет проводить исследования дефектной структуры материала [78]. Под дефектной структурой, в данном случае, понимается дислокационная, зереннная и субзеренная структуры. Изучается тип дислокационной субструктуры, скалярная и локальная плотность дислокаций, средние размеры зерен и субзерен, анализируются поля напряжений, их амплитуда и распределение в материале (градиент полей) .

Использование микродифракционного анализа позволяет дополнить структурные исследования дефектного состояния материала исследованиями его фазового состава [77]. Микродифракционный анализ с применением темнополньй методики [79] дает возможность уверенно обнару-

жить выделения вторых фаз размеры которых составляют порядка 4-5 нм и более, определить места их расположения, средние и локальные размеры, пространственную форму. Индицирование микроэлектрон-нограмм [80], полученных с объекта площадью порядка 1 мм2, дает возможность установить фазовый состав конкретно взятого выделения (при наличии предварительных данных о химическом составе объекта исследования и режимах его обработки). Следует отметить, что метод дифракционной электронной микроскопии является в настоящее время одним из немногих (если не единственным) методов, позволяющих прицельно производить фазовый анализ тонких объектов, сочетая его со сведениями о расположении фазы, размерах, морфологии, степени однородности распределения по объекту исследования.

2.3 Исследование износостойкости ИТС.

Сравнительные исследования износостойкости исходных (необлу-ченных) и модифицированных инструментальных материалов Т5К10, Т15К6, ВК8, проводили в условиях резания конструкционных сталей 40Х, титановых сплавов ОТ4 и сплавов на никелевой основе — литого сплава ЭИ693(ВЖЛ14ВИ). Для этих целей использовались промышленные неперетачиваемые пятигранные (11x11x5 мм) твердосплавные режущие пластины марки Т15К6 (\¥С - 15% ТлС -6% Со) Т5К10 (\¥С - 5% ТЮ - 10% Со) (рис. 5).

Обработку (модификацию) режущего инструмента проводили СЭП с параметрами Е ~ 20 Ч- 30 кэВ, т = 2,5 мкс, Ез ^ 0,8 7 Дж/см2, N = 1 - 5 и МИД с параметрами Е ~ 300 кэВ, т = 80 не, Е3 ~ 0,8 7 Дж/см2, N = 1—3 (Табл. 1). Равномерность обработки достигалась на участках зон резания за счет значительно большей площади пучка

Рис. 5: Внешний вид и фаска износа режущих пластин

по отношению к рабочей поверхностью инструмента.

Для определения оптимальных и стабильных условий резания проводили отработку метода исследования износостойкости при резании стали 40Х. Диаметр прутка начальный — 65 мм, конечный диаметр — по моменту возникновения биений. То же и в случае с титановым и никелевым сплавами. Глубина резания ^1.5 мм, подача 8=0.13 мм/оборот. Скорость резания 200 м/мин. Для сравнения влияния величины подачи на износостойкость инструмента была проведена дополнительная серия проточек с глубиной резания 1=1мм, подачей 8=0.07 мм/оборот. Сравнение результатов испытаний показало, что при таких условиях резания конечные резульаты существенно не отличаются.

Рис. 6: Образование налипов на режущей кромке плстин марки Т15К6

Проведена экспериментальная подборка углов резания. Подбор производился в соответствии с имеющимися рекомендациями [84], а также по изменению налипания на инструмент (рис. 6).

Как оптимальные для стали 40Х были выбраны режимы 1=1мм, 8=0.07, углы: а = 8°; 7 = -8°.

Для титанового сплава и никелевого сплава режимы 1=1мм, 8=0.07, углы: а = 14°; 7 = -14°.

Дополнительная причина такого выбора — сравнимости условий на-гружения, что позволяет сопоставить результаты по интенсивности изнашивания инструмента одной марки при резании различных материалов без учета дополнительных факторов (изменения контактного

давления, площади и т.п.).

В результате испытаний снимались экспериментальные зависимости функции вида h = /(/) [86], где h — ширина фаски износа по задней поверхности (рис. 5) I — длина пути резания пластины и I = f(V), где I — интенсивность изнашивания инструмента V — скорость резания. Интенсивность изнашивания определялась как отношение

Ah

~ Â7

на участке нормального изнашивания пластины.

Дискретность значений составляла 10-25 точек на эксперимент (в зависимости от длины пути резания), ошибка рассчитывалась как среднеквадратичная по 3 значениям на точку кривой при доверительной вероятности 0,80.

Интервалы скоростей резания для каждого конкретного случая выбирались с целью охвата режимов металлообработки, используемых в производственных процессах.

Ширину фаски износа по задней поверхности измеряли на микроскопе МБС-6. При исследовании кинетики изнашивания стадии износа поверхностей модифицированных ИТС фиксировались фотографически.

Результаты исследований обрабатывались на ЭВМ с помощью стандартных пакетов программ: "Статистика для Windows-95" и "Grapher".

3 Глава 3. Закономерности изнашивания и износостойкость ИТС.

Для выявления закономерностей изнашивания ИТС были проведены сравнительные испытания облученных и исходных пластин при резании различных сталей и сплавов. В соответствии с приведенными методиками испытывались пластины марок Т5К10, Т15К6 и ВК8 при резании стали 40Х, титановго сплава ОТ4 и никелевого сплава ЭИ693.

Для анализа полученных результатов и выявления закономерностей изнашивания модифицированных ИТС снимались зависимости вида h = f(l), где h — ширина фаски износа по задней поверхности Î — длина пути резания пластины, пример таких кривых для случая резания стали 40Х на скорости 300 м/мин приведен на рис. 7. На основе полученных кривых рассчитывалась интенсивность изнашивания, определяемая как тангенс укла наклона касательной к функции h = /(/) на участке установившегося нормального изнашивания.

3.1 Изнашивание ИТС при резании стали марки 40Х

Резание сталей марки 40Х осуществлялось пластинами двух сортов — Т5К10 и Т15К6. Подача — 0.7 мм/об, глубина резания 1 мм, геометрия резца в сборе — а = 8°, 7 = —8°.

Общий вид кривой для исходных пластин Т5К10 6 = f(y) (рис. 8) сохраняется и на стадии нормального изнашивания. Минимум I приходится на скорость резания ЪЪм/мин. Применение термообработки приводит к смещению I в область более высоких скоростей резания и минимум достигается при V = 100м/мин.

Для пластин Т5К10, подвергнутых обработке мощным ионным пучком с числом импульсов — 3 и плотностью тока j = 150А/см? моди-

1>о

0,75

0,23

0,5

У=300 м/мин

Рис. 7: Пример зависимостей вида Ь=£(1) для случая резания стали 40Х. У=300 м/мин. 1 - исходный инструмент; 2 - СЭПЗ, 3 - СЭП4.

фикация свойств приводит к общему снижению I, сохраняя, при этом, тот же вид кривой, что и у исходной пластины, и достигая минимума I при скорости резания V = 100м/мин.

Для пластин Т5К10, подвергнутых обработке сильноточными электронными пучками на различных по энерговкладу режимах, кривые имеют тот же вид, что и у исходных пластин. Однако минимум, находится в диапазоне скоростей резания 200м/мин наилучший результат достигается на режиме СЭП4 и СЭПЗ (кривые 1,2 рис. 8).

Для пластин Т15К6, подвергнутых обработке мощным ионным пучком с числом импульсов — 3 и плотностями тока ] = 50,100,150^4/см2 модификация свойств приводит к повышению I, сохраняя, при этом, тот же вид кривой, что у исходной пластины, и достигая минимума I при скорости резания V — 100м/мин при плотности тока ] =

0.25 -h

0.20 -0.15 0.10 0.05

1 -СЭПЗ 1 2 -СЭП4

3 -СЭП5

4 - исходная

Заключение диссертации по теме «Материаловедение (по отраслям)», Орлов, Павел Викторович

Общие выводы

Обобщение полученных в работе результатов позволяет сделать следующие выводы.

1. Впервые проведены исследования влияния сильноточных электронных и мощных ионных пучков на структуру, фазовый состав и свойства ИТС систем ^УС-Со, \¥С-Т1С-Со. Установлен характер структурно-фазовых изменений при различных типах и энергии пучка, а также режимах облучения.

2. Установлено, что основным результатом воздействия сильноточных пучков на материал является существенное изменение структуры кобальтовой фазы, выражающейся в ее диспергировании с формирование субзеренной структуры, а также выделении большого количества вторичных фаз на границах карбид-связка.

3. Исследован процесс формирования трибоструктуры в модифицированном ИТС. На основе результатов исслдеования разработана физическая модель структурной приспосабливаемости в условиях фрикционного взаимодействия, отражающая увеличение плотности микродефектов, дислокаций, образование и разориентацию блоков субструктуры, их измельчение и образованию сетчатой дислокационной структуры кобальтовой связки при одновременном образовании вторичных фаз, микропор и микротрещин в карбидной фазе.

4. Установлены два канала диссипации энергии в условиях фрикционного взаимодействия: первый в кобальтовой связке — формирование микрообластей с дискретной разориентацией, приводящий к диспергированию зеренной структуры; второй — в карбидной фазе — образование микропор и микротрещин.

5. Получены и проанализированы зависимости интенсивности изнашивания исходного и модифицированного ИТС при резании различных материалов (сталь 40Х, сплавы ОТ4 и ЭИ693), характеризующиеся наличием минимума интенсивности изнашивания в определенных диапахонах скоростей резания, что свидетельствует о структурной приспосабливаемости твердых сплавов.

6. На основе результатов экспериментального исследования разработан новый способ и технология поверхностного модифицирования сильноточными пучками заряженных частиц твердосплавного режущего инструмента, производственные испытания которого подтвердили повышение износостойкости в 3-5 раз.

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Орлов, Павел Викторович, 1998 год

Список литературы

[1] Бурков П.В., Кульков С.Н., Панин В.Е. Свойства и применение безвольфрамовых твердых сплавов с демпфирующими связками/ / Материалы на основе карбидов. Киев, Наукова Думка, 1987, С. 57-61.

[2] Бурков П.В., Кульков С.Н. Применение безвольфрамовых твердых сплавов для черновой обработки материалов// Новые конструкционные материалы и покрытия, 1988, С. 55-59.

[3] Кульков С.Н., Гнюсов С.Ф., Мельников А.Г. Твердые сплавы с демпфирующей связкой// отраслевой журнал "ВОТ", — 1986.— В кн. 1(9), — С. 55-61.

[4] Диденко А.Н., Кузнецов Б.И., Ремнев Г.Е. и др. Исследование влияния облучения сильноточными электронными и ионными пучками на поверхностные свойства инструментальных сталей. // Тез.докл. Всесоюз. конф. по применению электронно-ионной технологии в народном хозяйстве., Тбилиси, 1981. - С.110-111

[5] Лисин А.Л., Суриков В.П., Ремнев Г.Е., Исаков И.Ф. Влияние обработки мощными ионными пучками на эксплуатационные свойства твердых сплавов // Модификация свойств конструкционных материалов пучками заряженных частиц - Свердловск, 1991. - т.З. - С. 107-109

[6] Ремнев Г.Е., Струц В.К., Исаков И.Ф., Пушкарев А.И. Упрочнение твердосплавных режущих пластин при воздействии мощных ионных пучков // Модификация свойств конструкционных мате-

риалов пучками заряженных частиц.: Тез.докл. - Томск, 1994. -т.1. - С. 87-89

[7] Ремнев Г.Е., Погребняк А.Д. Применение мощных ионных пучков для технологических целей // Новости науки и техники. Серия: Новые материалы, технология их производства и обработки.

- Москва: ВИНИТИ, 1990. - в.2. - 30с.

[8] Ремнев Г.Е., Погребняк А.Д., Исаков И.Ф. и др. Повышение эксплуатационных характеристик сплавов под действием мощных ионных пучков. // Физика и химия обработки материалов, 1987.

- в.6. - С.4-11

[9] Погребняк А.Д., Ремнев Г.Е., Чистяков С.А., Лигачев А.Е. Модификация свойств металлов под действием мощных ионных пучков // Известия ВУЗов. Физика., 1987. - в.1. - С.52-65

[10] Диденко А.Н., Лигачев А.Е., Козлов Э.В., Куракин И.В., Шар-кеев Ю.П. Структурные изменения глубинных слоев материала после модификации ионными пучками и природа его упрочнения // ДАН СССР, 1987. - т.286. - с.869-876

[11] Баранов Г.И., Гончаренко И.М., Кашинская И.С., Лыков C.B., Машков Ю.К., Озур Г.Е., Проскуровский Д.И., Ротштейн В.П. Поверхностное упрочнение и изменение триботехнических свойств стали ШХ15, обработанной электронными пучками. // Модификация свойств конструкционных материалов пучками заряженных частиц.: Тез.докл., Свердловск, 1991, т.4, С.6-8

[12] Баранов Г.И., Гончаренко И.М., Итин В.И., Кашинская И.С., Лыков C.B., Машков Ю.К., Озур Г.Е., Проскуровский Д.И., Рот-

штейн В.П. Влияние обработки металлических материалов низкоэнергетическими СЭП на износостойкость металлополимерных пар трения. // Модификация свойств конструкционных материалов пучками заряженных частиц.: Тез.докл., Свердловск, 1991, т.4, С.9-11

[13] Диденко А.Н., Кузнецов Б.И., Ремнев Г.Е. и др. Исследование влияния облучения сильноточными электронными и ионными пучками на поверхностные свойства инструментальных сталей. // Тез.докл. Всесоюз. конф. по применению электронно-ионной технологии в народном хозяйстве., Тбилиси, 1981, С.110-111

[14] Кутузов В.А., Овсянников М.Ю., Ремнев Г.Е. и др. Механические и фрикционные свойства инструментальных сталей, подвергнутых воздействию мощных ионных пучков. // Модификация свойств конструкционных материалов пучками заряженных частиц.: Тез.докл., Свердловск, ч.Ш, С.167-169

[15] Диденко А.Н., Лигачев А.Е., Куракин И.В. Воздействие пучков заряженных частиц на поверхность металлов и сплавов. // М., Энергоатомиздат, 1987, С.187

[16] Несмелов A.B., Горенко Л.В., Ерохин Г.А., Кузьмин О.С., Куракин О.С., Лигачев А.Е., Ремнев Г.Е., Патемкин Г.В. Износостойкость имплантированных металлов и сплавов. // Взаимодействие атомных частиц с твердым телом. Материалы VIII Всесоюз.конф. т.2, М., 1987, с.353-355

[17] Белый A.B., Малышев В.Ф., Ших С.К. Структура и износостойкость ионно-легированной стали Р6М5 // Трение и износ. 1988, т.9, N 4, с.665-671

[18] Модифицирование и легирование поверхности лазерными и электронными пучками. Под ред. Поута Дж.М., Фоти Г., Джекобсона Д.К., М., Машиностроение, 1987, 327с.

[19] Анигцик В.М., Гурачевский Б.Л., Понарядов и др. Структурные превращения в поверхностных слоях ионно-имплантированных сталей. // Вестник БГУ им. В.И.Ленина, Сер.1, 1986, N 2, С.3-5

[20] Белый А.В., Малышев В.Ф., Ших С.К. Упрочнение мелкодисперсными выделениями и износостойкость ионно-легированной стали Р6М5 // Трение и износ, 1989, т.Ю, N 2, С.338-340

[21] Fremlin J.N., Askouri N.A. Hardening of tungsten carbide by irradiation. // Nature, 1974, V.249, N 10, P.137

[22] Падюков K.H. Разработка и исследование метода повышения износостойкости твердосплавных режущих инструментов путем корпускулярного легирования Дисс.канд.тех.наук - Томск., ТПИ, 1980, 185с.

[23] Полетика М.Ф., Брюхов В.В., Весновский O.K. Применение метода ионной имплантации для упрочнения металлорежущего инструмента. // Методы повышения производительности и качества обработки деталей на оборудовании автоматизированных производств. - Ярославль, 1985, С.58-59

[24] Kutuzov L.L., Ovsiannikov M.Yu., Romanov I.G., Pogrebnjak A.D. et al. Mechanical and frictional properties of tool steel expozed to HPIB irradiation // Phys.Stat.Sol. 1989 - V.112 - P.361

[25] Krjuchkov Yu.Yu., Malutin V.M., Nikitenkov N.N., Pogrebnjak A.D. et al. Melting and mixing of fine metal layers after exposure to low-

energy high current electron beams. // Phys.Reseach - 1990 - V.13.

- P.334

[26] Батурин A.A., Крючков Ю.Ю., Малютин B.M., Озур Г.Е., По-гребняк А.Д. и др. Электронно-лучевое перемешивание и модификация тонкин поверхностных слоев металлических материалов при воздействии низкоэнергетическим сильноточным электронным пучком. // Препринт. Томский научный центр СО АН СССР

- 1991 - N 23, С.39

[27] Туманов В.И. Свойства сплавов системы карбид вольфрама — кобальт. М. Металлургия. — 1975. — 248 С.

[28] Лошак М.Г. Прочность и долговечность твердых сплавов. Киев, Наукова Думка, 1984 — 326 С.

[29] Талантов Н.В. Физические основы процесса резания.// Физические процессы при резании металлов. Волгоград, ВПИ, 1984 —

[30] Чапарова И.Н., Чернявский К.С. Структура спеченных твердых сплавов. — М: Металлургия, 1971, 392 С.

[31] Kreister G.S. Strength of hard alloys Consultants Burean, New York, 1968, s.166

[32] Лошак М.Г., Александрова Л.И. Упрочнение твердых сплавов Киев, Наукова Думка, 1977 — 147 С.

[33] Трент Е.М. Резание металлов. М. Машиностроение. 1980, — 263 С.

[34] Лоладзе Т.Н. Прочность и износостойкость режущего инструмента. М. Машиностроение, 1982 — 320 С.

[35] Прогрессивный обрабатывающий инструмент и методы повышения его качества// Под ред. В.Я. Кершенбаума. М. Центр. Наука и техника, 1991, 377 С.

[36] Герланд Дж., Парих Н.М. Микроструктурные аспекты разрушения двухфазных сплавов// Разрушение, т.7. ч.1, С. 472-512.

[37] Almond Е.А. Microstructural basis of strength and tonghness in hard metals.// Spec. Steels and Hard Mater. Proc. Int. Conf. — Oxford, 1983. — p. 353-360.

[38] Kals H.J. Definition and measurement of strength and toughness behaviour of cemented carbides// Advances in Hard Material Tool Technology. — 1976. — p.260-274.

[39] Кульков C.H., Полетика М.Ф., Чухломин А.Ю., Панин В.Е. Влияние фазового состава порошковых композиционных материалов TiC — TiNi на характер разрушения и механические свойства// Порошковая металлургия. — 1984, №8, С. 88-92.

[40] Трент Е.М. Резание металлов. М. Машиностроение. 1980, — 263 С.

[41] Лоладзе Т.Н. Прочность и износостойкость режущего инструмента. М. Машиностроение, 1982 — 320 С.

[42] Вульф A.M. Резание металлов. M.-JL, Машгиз, 1963 с. 143.

[43] Прогрессивный обрабатывающий инструмент и методы повышения его качества// Под ред. В.Я. Кершенбаума. М. Центр. Наука и техника, 1991, 377 С.

[44] Гуревич Д.М. Износ твердосплавного инструмента при высоких скоростях резания// Вестник машиностроения. 1975. — №5, С. 68-69.

[45] Гуревич Д.М. Механизм изнашивания титановольфрамового твердого сплава.// Вестник машиностроения. 1980. — №11, С. 41-43.

[46] Гуревич Д.М. Расчет стойкости твердосплавного инструмента в условиях адгезионно-усталостного изнашивания карбидов.// Повышение эксплуатационных свойств деталей машин и инструментов. Иркутск, ИПИ., 1984, — С. 8-20.

[47] Гуревич Д.М. Адгезионно-усталостное изнашивание твердосплавного режущего инструмента.// Вестник машиностроения, 1986, №5, — с.43-45.

[48] Гуревич Д.М. Скорость адгезионно-усталостного изнашивания твердосплавного режущего инструмента.// Повышение эксплуатационных свойств деталей машин и инструментов. Иркутск, ИПИ., 1987, — С. 12-21.

[49] Жилин В.А. Роль окисления в износе режущего инструмента.// Станки и инструмент. — 1974. — №5. — С. 25-26.

[50] Жилин В.А. Субатомный механизм износа режущего инструмента. Ростов-на-Дону. Изд. Ростовского ун-та, 1973. — 165 С.

[51] Макаров А.Д. Оптимизация процессов резания. М., Машиностроение, 1976, 278 С.

[52] Баранник В.Л., Савостиков В.М., Рябчиков А.И., Заречнев В.Г. Влияние ионной имплантации на трибологические свойства спла-

bob 40ХНЮ-ВИ и BHM-5-3. // Модификация свойств конструкционных материалов пучками заряженных частиц: Тез.докл. I Все-союзн.конф. ч.И. - Томск, 1988, с.138-139

[53] Жилин В. А. Механизмы низкотемпературного износа инструмента./ / Станки и инструмент. — 1973. — №7. — С. 20-22.

[54] Шустер Л.Ш. Адгезионное взаимодействие режущего инструмента с обрабатываемым материалом. М., Машиностроение, 1988, 96 С.

[55] Талантов Н.В., Дудкин М.Е. Исследование диффузионных процессов при обработке сталей твердосплавным инструментом.// Технология машиностроения и автоматизация производственных процессов. Волгоград, ВПИ, 1978 — с.79-91.

[56] Талантов Н.В. Механизм изнашивания твердосплавного инструмента при обработке сталей.// Вестник машиностроения. — 1985, — №7, — С. 52-57.

[57] Талантов Н.В. Физические основы процесса резания.// Физические процессы при резании металлов. Волгоград, ВПИ, 1984 — с.3-37.

[58] Naerheim Y., Trent Е. Diffusion wear of cemented carbide tools when cutting steel at high speeds.// Metal Technology, V.4 1977, part 12, p.548-565.

[59] Акимов В.К., Еремина A.M., Захаров П.Н. К вопросу о диффузионном изнашивании металлорежущего инструмента// Исследования в области инструментального производства и обработки металлов резанием. — Тула. ТПИ., 1979. — С. 90-95.

[60] Ко лев H. С. Теоретические и экспериментальные исследования процесса трения и изнашивания вольфрамокарбидных и титано-вольфрамокарбидных твердых сплавов. Дисс. докт. техн. наук. — Ростов-на-Дону, 1972, — 411с.

[61] Макаров А.Д., Мухин B.C., Шустер Л.Ш. Износ инструмента, качество и долговечность деталей из авиационных материалов. Уфа, УАИ., 1974.

[62] Petrdlik M., Dufek V.// Neue Hutte, 1958, Bd 3, H.8, c.483-489.

[63] Пат. 21169 (Яп.) Износостойкий сплав с твердой поверхностью/ Хасимото Ясухико, Хидака Кэнсукэ.

[64] Пат. 3532492 (США) Procces of production cemenecl chromium carbide using phosphous /W.Powell.

[65] Чебураева Р.Ф., Чапарова И.H. Роль тантала в твердых сплавах ТгС — WC — ТаС — Со. // Порошковая металлургия. 1986, №5, С. 89-93.

[66] Чепуркин Ю.Н., Молохов И.Ф. Улучшение режущих свойств твердых сплавов. Пр. Пермского полит, инст-та, 1974, вып.149, С. 131-135

[67] Пат. 3746517 (США) Hard sintered composition/ Jamays Susuma, Sadahiro Takeshi.

[68] Пат. 49-3716 (Яп.) Твердые сплавы, содержащие бор. /Миякэ Ка-дзуо, Киенсаки Кэнвити.

[69] Kase Kaoru, Miyashita Hirotashy, Kaneka Akytada et al. Effect of WC an some properties of sintered WC2 — О Co alloys. Planstsber. — Pulver Met., 1974, 22, №2, p.118-128.

[70] Лошак М.Г. Термическая обработка твердых сплавов. // Порошковая металлургия. — 1981, — №5, — С. 83-90.

[71] Лошак М.Г., Александрова Л.И. Повышение прочности спеченных твердых сплавов методом термической обработки. // Технология изготовления твердосплавных изделий. Киев, ИСМ АН УССР, 1978, С. 54-57.

[72] Городошник К.З., Александрова Л.П., Чернякова М.Я. Повышение долговечности твердосплавного режущего инструмента методом упрочняющей термической обработки. // Прогрессивные технологические процессы в инструментальном производстве, 1979, С. 162-164.

[73] Дудкин М.Е. Исследования свойств термоупрочненного твердосплавного инструмента.// Физические процессы при резании металлов: Волгоград, ВПИ, 180, С. 29-34. Металлургия, 1983. — С. 16-19.

[74] Ротштейн В.П. докт. дисс. Томск, 1996, 300 С.

[75] Озур Г.Е., Проскуровский Д.И. Формирование субмикросекунд-ных сильноточных электронных пучков в пушке с плазменным анодом// Письма в ЖТФ, 1988, т.14, N 5, С. 413-416

[76] Практические методы в электронной микроскопии/ Под ред. М. Одри Глоэра. Л.: Машиностроение, 1980. -378 С.

[77] Дедков B.C., Иванов Ю.Ф., Лопатин B.B.// Заводская лаборатория. 1992 № 12 С. 38-40

[78] Электронная микроскопия тонких кристаллов/ Хирш П., Хови Р., Николсон Р. и др. М.: Мир, 1968. - 574 С.

[79] Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. М.: Металлургия, 1973. - 584 С.

[80] Эндрюс К., Дайсон Д., Киоун С. Электроннограммы и их интерпретация. М.: Мир, 1971. - 289 С.

[81] Поворознюк С.Н. Модифицирование инструментальных твердых сплавов ионными пучками различной интенсивности// дисс. к.т.н., Омск, 1997, 122 С.

[82] Гленсдорф П., Пригожин И. Термодинамическая теория структуры, устойчивости и флуктуаций // М.: Мир, 1973. - 280С.

[83] Якубов Ф.Я. Энергетические соотношения процесса механической обработки материалов // Ташкент: ФАН, 1985. - 104 С.

[84] Справочник инструментальщика/ И.А. Ординарцев и др. - Л.: Машиностроение. Ленингр. отд-ние, 1987. - 846 С.

[85] Harold A. Davis, Gennady Е. Remnev, Regan W. Stinnett, and Kiyoshi Yatsui Intense Ion-Beam Treatment of Materials. Reprinted from Materials Research Society MRS Bulletin, Volume XXI, N 8, August 1996, P 58-62.

[86] Степаненко A.B. Шульга В.А. Обработка данных стойкостных испытаний при исследовании размерного изнса резцов с использо-

ванием ЭВМ// Завод-ВТУЗ — производству. Сб. статей, выпуск 5, Ростов-на-Дону, 1974 г., С. 64-69

[87] Пат. 3640367 (США) Tool alloys composition and methods of fabrikation /Rydy Erwin.

[88] Машков Ю.К. Трибофизика и свойства наполненного фторопласта. Изд-во ОмГТУ, 1997 г., - 192 С.