Temperatura w obróbce plastycznej stopowych stali narzędziowych

Transkrypt

1 Obróbka Plastyczna Metali t. XVII nr 3 (26) prof. dr hab. inŝ. Leopold BERKOWSKI dr inŝ. Jacek BOROWSKI, dr inŝ. Beata PACHUTKO Instytut Obróbki Plastycznej, Poznań Temperatura w obróbce plastycznej stopowych stali narzędziowych Część II. Technologiczna plastyczność chromowych stali ledeburytycznych Temperature of the plastic forming of tool steels Part II. Technological plasticity of chromium ledeburitic steels Streszczenie W pracy przedstawiono wyniki badań, które wykazały, Ŝe chromowe stale narzędziowe charakteryzują się podobnie jak stale szybkotnące przedziałem obniŝonego oporu plastycznego (nadplastyczność technologiczna), połoŝonym nieco poniŝej temperatury przemiany A 1. Temperatura ta zaleŝy do składu chemicznego i wynosi 8 o C dla stali NC11LV, o większej zawartości składników stopowych, a dla stali NC1 76 o C. Jest więc o 4 o C niŝsza. Badania wykazały ponadto, Ŝe skutki odkształcenia plastycznego w zakresie podwyŝszonej plastyczności mogą być dziedziczone po końcowej obróbce cieplnej. Abstract The carried out investigations have proved, that chromium tool steel with ledeburitic structure displays a range of superplastic deformation. The range, which lies slightly below of the temperature transformation A1, depends on the chemical composition of the steels under consideration. The temperature of the technological superplasticity for NC11LV steel is equal 8 o C and that for NC1 one 76 o C. Moreover, effects of the deformation in the superplasticity state can be saved partly after following heat treatment. Słowa kluczowe: obróbka plastyczna, technologiczna superplastyczność, temperatura, stale narzędziowe Key words: metal forming, technological superplasticity, temperature, tool steels 1. WSTĘP Pod pojęciem technologicznej plastyczności rozumie się zjawisko wyraźnego obni- Ŝenia oporu plastycznego stali w pobliŝu przemiany fazowej α-γ. W przypadku stali narzędziowych o strukturze ledeburytycznej nazwę taką zasugerowano w pracy Gulajewa i Sarmanowej [1]. Badali oni podatność stali szybkotnącej do kształtowania podczas skręcania próbek w róŝnej temperaturze. Określili przy tym, na specjalnym stanowisku, moment skręcający i liczbę obrotów do zniszczenia próbek, w przedziale od temperatury otoczenia do temperatury bliskiej solidusu. Badano cztery tradycyjne stale szybkotnące R18, R12, R9 i R6M3. Na rys. 1 przedstawiono charakterystykę jednej z nich. Na rysunku przedstawiono charakterystyki skręcania próbek ze stali R18; najstarszej spośród stali szybkotnącej, kiedyś bardzo popularnej. Oprócz momentu skręcającego i liczby obrotów do zniszczenia pokazano zakres występowania przemiany A 1. Z rysunku wynika, Ŝe największą plastyczność wykazuje stal na początku tej przemiany. Obecnie przyjmuje się

2 22 L. Berkowski, J. Borowski, B. Pachutko [1-4], Ŝe zakres temperaturowy podwyŝszonej plastyczności stali szybkotnącej (do wykorzystania w praktyce) mieści się w przedziale A c1 (15 25) o C do A c1. W Instytucie Obróbki Plastycznej, w latach siedemdziesiątych ubiegłego stulecia, prowadzono badania na wybranych stalach narzędziowych do obróbki plastycznej na gorąco [5 i 6]. Celem tych badań była ocena zjawiska podwyŝszonej plastyczności i stworzenie warunków do projektowania procesu wgłębiania matryc kuźniczych. O wdroŝeniu takiego procesu przy produkcji matryc do bicia monet wspomniano w pracy Millera i Pearsa [7]. W latach osiemdziesiątych wyznaczono zakresy temperaturowe występowania technologicznej plastyczności pięciu, oszczędnościowych stali szybkotnących [8 i 9], a potem podobny zakres dla popularnej stali szybkotnącej SW7M [1]. Badania wykazały ponadto, Ŝe stal SW7M, odkształcona plastycznie w przedziale podwyŝszonej plastyczności, po tradycyjnym hartowaniu, miała drobniejszą strukturę ziarnową, w porównaniu ze strukturą stali hartowanej po tradycyjnej obróbce hutniczej, bez odkształcenia w zakresie technologicznej nadplastyczności. W niniejszej publikacji przedstawiono wyniki badań nad określeniem zakresu tak zwanej technologicznej nadplastyczności wysokochromowych stali ledeburytycznych NC1 i NC11LV. Celem badań było stworzenie podstaw do projektowania technologii kształtowania na półgorąco popularnych gatunków stali stosowanych na narzędzia do obróbki plastycznej na zimno. Badania miały dać odpowiedź na następujące pytania: czy badane stale wykazują zjawisko obniŝonego oporu plastycznego, i w jakiej temperaturze ono występuje? czy obróbka plastyczna w zakresie technologicznej nadplastyczności wpływa na strukturę stali po hartowaniu? 2. WYNIKI BADAŃ Rys. 1. ZaleŜność plastyczności i wytrzymałości od temperatury przy skręcaniu próbek ze stali R18; n plastyczność (liczba obrotów do zniszczenia), Ms moment skręcający [1] Fig. 1. Influence of the temperature on the plasticity and the strength of the R18 steel ; n - plasticity (number of revolution to the failure), M s - torsional moment [1] Badania obejmowały: analizę składu chemicznego oraz określenie punktów przemiany badanych stali metodą dylatometryczną, badanie twardości próbek odkształconych i chłodzonych z temperatury obróbki plastycznej, opracowanie krzywych umocnienia i wyznaczenie zakresu występowania technologicznej nadplastyczności, metalograficzną ocenę skutków obróbki Materiał i metody badań Materiałem badań były wysokochromowe, ledeburytyczne stale narzędziowe do obróbki plastycznej na zimno NC1 i NC11LV, których skład chemiczny podano w tablicy 1. W tablicy 2 podano zakresy temperaturowe przemian fazowych A 1, A 3 i A cm wyŝej wymienionych stali wyznaczone metodą dylatometryczną. Z porównania stali wynika, Ŝe wielkość przedziału temperatury przemiany α γ (A c1p A c1k ) obydwu stali są prawie jednakowe, choć występują w róŝnej temperaturze. Z tablic wynika ponadto, Ŝe zwiększona zawartość składników stopowych powoduje podwyŝszenie temperatury przemian fazowych przy podgrzewaniu, a obniŝenie - przy chłodzeniu.

3 Temperatura w obróbce plastycznej stopowych stali Stwierdzono, Ŝe temperatura początku przemiany martenzytycznej stali NC11LV leŝy poniŝej M S stali NC1. Tablica 1. Skład chemiczny stali NC1 i NC11LV Gatunek stali NC1 NC11LV Table 1. Chemical composition of NC1 and NC11LV steels Składniki stali w % C Si Mn P S Cu 1,57 1,65,19,27,45,3,21,29,24,3,4,9 Cr Mo Ni Ti Al Co V 1,7 11,9,18,9,18,18,1,2,3,14,4,71 Tablica 2. Wyniki badania dylatometrycznego stali NC1 i NC11LV Table 2. Results of the dilatometric investigations of NC1 and NC11LV steels Gatunek stali NC1 NC11LV A clp A clk A cm A rlp A rlk A rcm M s Dalsze badania przeprowadzono na próbkach, za pomocą których wyznaczano krzywe umocnienia według metody opisanej w pracy [11]. Próbki, z podtoczeniami na smar, o wymiarach Ф1x1 mm spęczano z prędkością 1 2 s -1 w specjalnym przyrządzie, w termosach podgrzanych do temperatury badania. Wykonano równieŝ krzywe umocnienia próbek spęczanych w temperaturze otoczenia. Zakresy temperatury badania (stal NC1 do 86 o C i stal NC11LV do 88 o C) obejmowały przedziały temperatury przemiany α γ. Po spęczaniu próbki chłodzone były w dwóch ośrodkach; w wodzie i w powietrzu. Pomiary twardości próbek - niezaleŝnie od badań dylatometrycznych - pozwoliły wyznaczyć wstępnie zakres występowania przemiany A 1, a krzywe umocnienia zakres obniŝonego oporu plastycznego badanych stali. Badania mikroskopowe prowadzono na próbkach w stanie dostawy oraz odkształconych i powtórnie hartowanych po odkształceniu. Przy hartowaniu zastosowano temperaturę zapewniającą moŝliwość obserwacji zmian struktury ziarnowej stali. Temperatura hartowania stali NC1 wynosiła 15 o C, a stali NC11LV 11 o C. Dopiero wyŝsza od zalecanej temperatura pozwoliła ujawnić ziarna stali NC11LV podczas trawienia próbek. Próbki obydwu stali austenityzowane były w ciągu 25 minut i hartowane w oleju Twardość próbek chłodzonych po odkształceniu Pomiary twardości próbek chłodzonych z temperatury obróbki miały wykazać, czy to proste doświadczenie pozwoli, z dostateczną dla technologii dokładnością, określić początek przemiany fazowej, i tym samym zakres występowania technologicznej nadplastyczności. Na rysunku 2 przedstawiono wyniki pomiarów twardości próbek ze stali NC1, odkształconych w róŝnej temperaturze i chłodzonych w dwóch, róŝnych ośrodkach. Twardość, HV W P Rys. 2. Wpływ temperatury odkształcania na twardość próbek ze stali NC1, chłodzonych po spęczaniu: a w wodzie, b na powietrzu Fig. 2. Influence of the temperature deformation on the hardness of NC1 steel; quenching after deformation: a in the water, b on the air Z rysunku wynika, Ŝe do temperatury odkształcania 4 o C twardość próbek ze stali NC1 (odkształconych i ochłodzonych po odkształceniu) nie uległa zmianie. Zmiany struktury próbek odkształconych w tym przedziale temperatury są niewielkie. Spadek twardości próbek odkształconych w wyŝszej temperaturze spowodowany był prawdopodobnie procesem zdrowienia w początkowej fazie deformacji lub zmianą w strukturze węglikowej. Po spęczaniu w temperaturze 76 o C twardość była najmniejsza, a potem wzrastała skutkiem

4 24 L. Berkowski, J. Borowski, B. Pachutko tworzenia się martenzytu. Zatem, temperaturę 76 o C moŝna przyjąć jako początek przemiany A 1. Temperatura ta jest znacznie (o 4 o C) niŝsza od temperatury początku przemiany α γ, która - wyznaczona w badaniach dylatometrycznych - wynosiła 8 o C. Powodem jest to, Ŝe dojście do temperatury przemiany w badaniach dylatometrycznych odbywało się w sposób ciągły, a w przypadku grzania w termosie w sposób zbliŝony do izotermicznego. Dalszy wzrost temperatury obróbki plastycznej spowodował gwałtowny wzrost twardości stali po ochłodzeniu, czego powodem była zwiększona zawartość austenitu po odkształceniu. Z wykresu na rysunku 2 wynika, Ŝe wpływ sposobu chłodzenia jest niewielki; nieco większą twardość wykazywały próbki ochłodzone w wodzie. Interesujące jest natomiast pewne obniŝenie twardości po ochłodzeniu z temperatury 82 o C, a dalej dalszy jej wzrost. Niewykluczone, ze spadek związany jest ze zmianą struktury austenitu i wydzielaniem, a kolejny wzrost z powstaniem nowych porcji austenitu w obszarach o zwiększonej zawartości chromu. Stal NC1 wykazuje bowiem duŝą segregację tego składnika. Twardość, HV W P Rys. 3. Wpływ temperatury odkształcania na twardość próbek ze stali NC11LV, chłodzonych po spęczaniu: a w wodzie, b na powietrzu Fig. 3. Influence of the temperature deformation on the hardness of specimens from the NC11LV steel; quenching after deformation: a - in the water, b on the air Podobne wyniki otrzymano podczas badania twardości stali NC11LV (rys. 3), chociaŝ w tym przypadku zaznaczył się wpływ sposobu chłodzenia próbek po odkształceniu. Skutki zmian strukturalnych próbek chłodzonych w wodzie były wyraźniejsze. Niewielkie zmiany twardości tuŝ powyŝej temperatury 76 o C, spowodowane były prawdopodobnie utworzeniem się niskostopowego austenitu, zawierającego jedynie chrom; podobnie jak w przypadku stali NC1. Od temperatury 8 o C, przemianie podlega główna część objętości austenitu o średniej stopowości, a powyŝej temperatury 82 o C w części zawierającej więcej składników stopowych. W odróŝnieniu od zmian w stali NC1 na charakterystykach stali NC11LV rysuje się pewien przedział obniŝonej twardości (76 8 o C), przy czym średnia temperatura tego przedziału (78 o C) leŝy takŝe o około 4 o C poniŝej temperatury A c1p (82 o C) Krzywe umocnienia Zestaw wybranych krzywych umocnienia stali NC1 i NC11LV pokazano na rys. 4 i 5. Krzywe wykonane podczas spęczania w niŝszej temperaturze wykazały wyraźny wzrost naprę- Ŝenia uplastyczniającego w miarę wzrostu odkształcenia, co wskazywałoby na umocnienie dyslokacyjne. W przypadku stali NC1, gdzie nastąpił wzrost σ p w próbce podgrzanej do temperatury 2 o C, w stosunku do próbki odkształconej w temperaturze otoczenia, moŝna się było spodziewać przyspieszonego wydzielania węglików przejściowych. Znacznie większe napręŝenie uplastyczniające stali NC1, niŝ stali NC11LV, w niskiej temperaturze, jest prawdopodobnie skutkiem procesu hutniczego wytwarzania stali. NapręŜenie uplastyczniające, MPa Odkształcenie logarytmiczne Rys. 4. Wpływ temperatury odkształcania na krzywe umocnienia stali NC1 Fig. 4. Influence of the temperature deformation on flow curves obtained on NC1 steel

5 Temperatura w obróbce plastycznej stopowych stali NapręŜenie uplastyczniające, MPa Rys. 5. Wpływ temperatury odkształcania na krzywe umocnienia stali NC11LV Fig. 5. Influence of the temperature deformation on flow curves obtained on NC11LV steel Krzywe wyznaczone przy spęczaniu w wyŝszej temperaturze mają zbliŝone wartości σ p, a ich kształt wskazuje na dominujące znaczenie procesów aktywowanych cieplnie. W temperaturze technologicznej nadplastyczności zachodzi prawdopodobnie jeszcze poślizg po granicach ziaren, powodujący wydatny wzrost plastyczności stali; zaobserwowany takŝe podczas badań stali narzędziowych do pracy na gorąco [5 i 6] oraz stali szybkotnących [1]. NapręŜenie uplastyczniające MPa Odkształcenie logarytmiczne Rys. 6. Wpływ temperatury badania na napręŝenie uplastyczniające stali NC1 (φ = 1) Fig. 6. Influence of the temperature on the flow stress obtained on NC1 steel (φ = 1) Na rys. 6 i 7 przedstawiono wpływ temperatury badania na wartość napręŝenia uplastyczniającego przy odkształceniu logarytmicznym φ = 1. Z badań wynika, Ŝe pomijając temperaturę 2 o C (rys. 6) wartość σ p zmniejsza się (prawie prostoliniowo) do minimum, które znajduje się nieco poniŝej przemiany α-γ. Potem, w obydwu przypadkach następuje wzrost napręŝenia uplastyczniającego. NapręŜenie uplastyczniające MPa Rys. 7. Wpływ temperatury badania na napręŝenie uplastyczniające stali NC11LV (φ = 1) Fig. 7. Influence of the temperature on the flow stress obtained on NC11LV steel (φ = 1) RóŜnice między stalami w obszarze występowania technologicznej nadplastyczności moŝna ocenić wg wykresów przedstawionych na rys. 8. Z porównania charakterystyk wynika, Ŝe temperatura obniŝonego oporu plastycznego stali NC1 wynosi 76 o C, a stali NC11LV 8 o C. MoŜna zatem wnioskować, Ŝe dodatkowe, węglikotwórcze składniki stopowe Mo i V powodują wzrost temperatury podwyŝszonej plastyczności. NapręŜenie uplastyczniające MPa NC1 NC11LV Rys. 8. Zmiany napręŝenia uplastyczniającego w przedziale obniŝonego oporu plastycznego (φ = 1) Fig. 8. Changes of the flow stress obtained in the low range of stress. Strain φ = 1

6 26 L. Berkowski, J. Borowski, B. Pachutko 2.4. Badania mikroskopowe c) Badania stali szybkotnącej SW7M [12] wykazały, Ŝe drobnoziarnista struktura otrzymana po odkształceniu w temperaturze technologicznej nadplastyczności moŝe być w pewnym stopniu dziedziczona po powtórnym hartowaniu; róŝnica w strukturze ziarnowej pomiędzy próbką stali hartowanej bez uprzedniego odkształcania, a stalą kształtowaną w zakresie obniŝonego oporu plastycznego róŝniła się o około dwie jednostki w skali Snyder-Graffa na korzyść tej ostatniej. Podobnego efektu spodziewano się na ledeburytycznych stalach chromowych do pracy na zimno. Dokonano więc porównania struktury stali NC1 i NC11LV na próbkach hartowanych w stanie dostawy oraz po odkształceniu w temperaturze otoczenia i w temperaturze podwyŝszonej plastyczności. Celem ujawnienia struktury ziarnowej próbki, ze stali NC1 i NC11LV, hartowano odpowiednio z temperatury 15 i 11 o C, po 25 minutowym austenityzowaniu. Mikrofotografie poszczególnych struktur pokazano na rys. 9 i 1. a) Rys. 9. Struktura stali NC1 zahartowanej z temperatury 15 o C, austenityzowanej w ciągu 25 minut. Stal w stanie dostawy, po wyŝarzaniu hutniczym (a) oraz po dokształceniu w temperaturze otoczenia (b) i w temperaturze 74 o C (c). Odkształcenie φ = 1 Fig. 9. Structure of the NC1 steel after hardening from 15 o C, austenitizing for 25 minutes. Steel after annealing (a) and after deformation at the room temperature (b) and in 74 o C (c). Strain φ = 1 a) b) b)

7 Temperatura w obróbce plastycznej stopowych stali c) Rys. 1. Struktura stali NC11LV zahartowanej z temperatury 11 o C, austenityzowanej w ciągu 25 minut. Stal w stanie dostawy, po wyŝarzaniu hutniczym (a) oraz po dokształceniu w temperaturze otoczenia (b) i w temperaturze 79 o C (c). Odkształcenie φ = 1 Fig. 1. Structure of the NC11LV steel after hardening from 11 o C, austenitizing for 25 minutes. Steel after annealing (a) and after deformation at the room temperature (b) and in 79 o C (c). Strain φ = 1 Z mikrofotografii (rys. 9, 1) wynika, Ŝe niezaleŝnie do temperatury odkształcania (2 i 74 o C w przypadku stali NC1 oraz 2 i 79 w przypadku stali NC11LV) odkształcenie plastyczne powoduje rozdrobnienie struktury stali chromowej o ledeburytycznej strukturze. Ziarna stali zahartowanej w stanie dostawy hutniczej są zdecydowanie większe od ziaren stali zahartowanej po odkształceniu plastycznym. Widać równieŝ, Ŝe zmiana temperatury obróbki plastycznej, w przedziale od temperatury otoczenia do temperatury technologicznej nadplastyczności, nie wpływa istotnie na strukturę stali hartowanej w zadanych warunkach. A więc, potwierdzona została tendencja zaobserwowana podczas badania stali szybkotnącej [12], mówiąca Ŝe odkształcenie plastyczne przed obróbką cieplną wpływa korzystnie na strukturę ziarnową, zatem, na własności chromowej stali ledeburytycznej. 3. PODSUMOWANIE I WNIOSKI Wyniki badań potwierdziły tezę, Ŝe ledeburytyczne stale chromowe podobnie jak stale szybkotnące i stale do obróbki plastycznej na gorąco wykazują, nieco poniŝej przemiany α-γ, zakres temperaturowy obniŝonego oporu plastycznego, zwanego takŝe (zgodnie z sugestią Gulajewa i Sarmanowej [1]) zakresem technologicznej nadplastyczności. DuŜa plastyczność stali w tym przedziale umoŝliwia obniŝenie temperatury obróbki ww. stali i pozwala tym samym na uzyskanie efektów ekonomicznych z tytułu oszczędności energii. Badania Torisaki i współpracowników [12] pozwoliły takŝe uzyskać duŝą plastyczność (wydłuŝenie 332 %) stali szybkotnącej KHA3 (1,25% C, 4,% Cr, 5,% Mo, 6,% W, 3,% V i 8,% Co), lecz podczas rozciągania w temperaturze 1 o C i przy małej prędkości odkształcania 2,5 x 1-4 s -1. Potwierdziły się takŝe przypuszczenia, Ŝe struktura stali NC1 i NC11LV, uzyskana podczas obróbki plastycznej poniŝej przemiany α-γ, moŝe być w pewnym stopniu dziedziczona po powtórnej obróbce cieplnej. Stal zahartowana po odkształceniu w zakresie technologicznej plastyczności wykazuje znacznie drobniejsze ziarno aniŝeli zahartowana w stanie po wyŝarzaniu hutniczym. Wyniki badań pozwoliły sformułować następujące wnioski: 1. Stale chromowe o strukturze ledeburytycznej wykazują, nieco poniŝej przemiany α-γ, zakres obniŝonego oporu plastycznego, czyli tak zwaną nadplastyczność technologiczną. 2. Minimum oporu plastycznego zaleŝy od temperatury przemiany α-γ, a ta od składu chemicznego stali. WyŜsza temperatura A 1 odpowiada większej zawartości węglikotwórczych składników stopowych Mo i V w stali NC11LV. Temperatura technologicznej nadplastyczności stali NC1 i NC11LV wynosiła odpowiednio 76 i 8 o C. 3. Skutki odkształcania stali w temperaturze technologicznej nadplastyczności mogą być zachowane po powtórnej obróbce cieplnej; po hartowaniu stali obrobionej plastycznie w tym zakresie temperatury otrzymuje się znacznie drobniejsze ziarno, aniŝeli po hartowaniu stali w stanie wyŝarzonej. 4. Pomiar twardości próbek ochłodzonych po odkształceniu pozwala wyznaczyć, z dostateczną dla praktyki dokładnością, zakres temperaturowy technologicznej nadplastyczności stali.

8 28 L. Berkowski, J. Borowski, B. Pachutko LITERATURA [1] Guljaev A.P., Sarmanova L.M.: Technologičeskaja plastičnost bystrorežuščich stalej. Metalloved. i Term. Obrab. Metallov.: 1969, nr 7, s. 2-9, 7 rys., bibliogr. 2 poz. [2] Černyševa T.A., Gvozdev A.E., Bazyk A.C.: Vlijanie sverchplastičeskoj deformacji pri različych schemach napražennogo coctojanija na strukturu bystrorežuščich stalej. Metalloved. i Term. Obrab. Metallov.: 1989, nr 5, s. 3-34, 1 rys., 2 tab., bibliogr. 19 poz. [3] Černyševa T.A. [i in.]: Vlijanie sverchplastičeskoj deformacji na strukturu bystrorežuščich stalej raznoj matallurgičeskoj prirody. Metalloved. i Term. Obrab. Metallov.: 1988, nr 11, s , 2 rys., 3 tab., bibliogr. 22 poz. [4] Šoršorov M.Ch.: Anvendung der superplastizität für die umformung gegossener und gesinterter schnellarbeitsstähle. Neue Hütte. 1985, t. 3, nr 11, s , 1 rys., 3 tab., bibliogr. 5 poz. [5] Berkowski L., Konieczyński M., Wroczyński K.: Własności stali WNL i WCL w statycznej próbie rozciągania na gorąco. Obróbka Plast. 1974, t. 13, nr 2, s. 73-8, 12 rys., 3 tab. bibliogr. 4 poz. [6] Berkowski L., Konieczyński M., Wroczyński K.: Własności stali WWS1, WLK i WWN1 w statycznej próbie rozciągania na gorąco. Obróbka Plast. 1975, t. 14, nr 3, s , 18 rys., 4 tab. bibliogr. 5 poz. [7] Miller E.W.J., Pearce R.: Superplastic hobbing. Metallurgia 1981, nr 5, s , 6 rys., 3 tab. [8] Berkowski L., Pachutko B.: Własności oszczędnościowych stali szybkotnących w zakresie temperatury kształtowania na ciepło. Zeszyty AGH, Mechanika nr 9, Kraków 1986, s , 5 rys., 2 tab. bibliogr. 7 poz. [9] Berkowski L.: High plasticity of high-speed steels near the α γ transformation range. Międzynarodowa konferencja pt. Tvaritelnośt kovu a slitin. Podbrezova Tale Bratysława, Czechosłowacja, Materiały, t. 2, s , 6 rys. 2 tab., bibliogr. 5 poz. [1] Berkowski L., Pachutko B.: Wpływ warunków obróbki cieplnej na strukturę i własności stali SW7M. Cześć V: Skutki obróbki plastycznej w zakresie obniŝonego oporu plastycznego. Obróbka Plastyczna Metali. 1999, nr 5, s. 7-13, 5 rys., 1 tab., bibliogr. 9 poz. [11] Turno A.: Wyznaczanie krzywych wzmocnienia na próbkach z czołowymi wytoczeniami. Obróbka Plastyczna. 1972, t. 11, nr 3, s , 6 rys., 4 tab. bibliogr. 3 poz. [12] Torisaka Y. [i in.]: High-speed tool steel having reclistallized hyperfine grains and its application. Journal Iron Steel Inst. Japan. 1985, t. 71, nr 6, s , 17 rys., 1 tab., bibliogr. 2 poz.