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 – po-dobnie jak stale szybkotnące – przedziałem obniŜonego oporu plastycznego (nadplastyczność technologiczna), połoŜonym nieco poniŜej temperatury przemiany A1. Temperatura ta zaleŜy do składu chemicznego i wynosi
800 oC dla stali NC11LV, o większej zawartości składników stopowych, a dla stali NC10 – 760 oC. Jest więc
o 40 oC niŜsza. Badania wykazały ponadto, Ŝe skutki odkształcenia plastycznego w zakresie podwyŜszonej
pla-styczności 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 super-plasticity” for NC11LV steel is equal 800 oC and that for NC10 one – 760 oC.
Moreover, effects of the deformation in the superplasticity state can be saved partly after following heat treat-ment.
Słowa kluczowe: obróbka plastyczna, technologiczna superplastyczność, temperatura, stale narzędziowe
Key words:metal forming, technological superplasticity, temperature, tool steels
1. WSTĘP
Pod pojęciem „technologicznej plastycz-ności” rozumie się zjawisko wyraźnego obni-Ŝenia oporu plastycznego stali w pobliŜu prze-miany fazowej α-γ. W przypadku stali narzę-dziowych o strukturze ledeburytycznej nazwę taką zasugerowano w pracy Gulajewa i Sarma-nowej [1]. Badali oni podatność stali szybkot-nącej do kształtowania podczas skręcania pró-bek w róŜnej temperaturze. Określili przy tym, na specjalnym stanowisku, moment skręcający i liczbę obrotów do zniszczenia próbek,
w przedziale od temperatury otoczenia do tem-peratury bliskiej solidusu. Badano cztery trady-cyjne stale szybkotnące R18, R12, R9 i R6M3. Na rys. 1 przedstawiono charakterystykę jed-nej z nich.
Na rysunku przedstawiono charakterystyki skręcania próbek ze stali R18; najstarszej spo-śród stali szybkotnącej, kiedyś bardzo popular-nej. Oprócz momentu skręcającego i liczby obrotów do zniszczenia pokazano zakres wy-stępowania przemiany A1. Z rysunku wynika, Ŝe największą plastyczność wykazuje stal na początku tej przemiany. Obecnie przyjmuje się
[1-4], Ŝe zakres temperaturowy podwyŜszonej plastyczności stali szybkotnącej (do wykorzy-stania w praktyce) mieści się w przedziale Ac1 – (15 – 25) oC do Ac1.
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), Ms - torsional moment [1]
W Instytucie Obróbki Plastycznej, w la-tach siedemdziesiątych ubiegłego stulecia, prowadzono badania na wybranych stalach narzędziowych do obróbki plastycznej na gorą-co [5 i 6]. Celem tych badań była ocena zjawi-ska podwyŜszonej plastyczności i stworzenie warunków do projektowania procesu wgłębia-nia 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 [10]. Badania wykazały ponadto, Ŝe stal SW7M, odkształcona plastycznie w przedziale podwyŜ-szonej plastyczności, po tradycyjnym hartowa-niu, miała drobniejszą strukturę ziarnową, w porównaniu ze strukturą stali hartowanej po tradycyjnej obróbce hutniczej, bez
odkształce-nia w zakresie technologicznej nadplastyczno-ści.
W niniejszej publikacji przedstawiono wyniki badań nad określeniem zakresu tak zwanej „technologicznej nadplastyczności” wysokochromowych stali ledeburytycznych NC10 i NC11LV. Celem badań było stworze-nie podstaw do projektowania technologii kształtowania na półgorąco popularnych ga-tunków stali stosowanych na narzędzia do ob-róbki plastycznej na zimno. Badania miały dać odpowiedź na następujące pytania:
• czy badane stale wykazują zjawisko obniŜo-nego oporu plastyczobniŜo-nego, i w jakiej tempe-raturze ono występuje?
• czy obróbka plastyczna w zakresie techno-logicznej nadplastyczności wpływa na struk-turę stali po hartowaniu?
2. WYNIKI BADAŃ
Badania obejmowały:
• analizę składu chemicznego oraz określenie punktów przemiany badanych stali metodą dylatometryczną,
• badanie twardości próbek odkształconych i chłodzonych z temperatury obróbki pla-stycznej,
• opracowanie krzywych umocnienia i wy-znaczenie zakresu występowania technolo-gicznej nadplastyczności,
• metalograficzną ocenę skutków obróbki. 2.1. Materiał i metody badań
Materiałem badań były wysokochromowe, ledeburytyczne stale narzędziowe do obróbki plastycznej na zimno NC10 i NC11LV, któ-rych skład chemiczny podano w tablicy 1. W tablicy 2 podano zakresy temperaturowe przemian fazowych A1, A3 i Acm wyŜej wy-mienionych stali wyznaczone metodą dylato-metryczną. Z porównania stali wynika, Ŝe wielkość przedziału temperatury przemiany α – γ (Ac1p – Ac1k) obydwu stali są prawie jedna-kowe, choć występują w róŜnej temperaturze. Z tablic wynika ponadto, Ŝe zwiększona zawar-tość składników stopowych powoduje podwyŜ-szenie temperatury przemian fazowych przy podgrzewaniu, a obniŜenie - przy chłodzeniu.
Stwierdzono, Ŝe temperatura początku prze-miany martenzytycznej stali NC11LV leŜy poniŜej MS stali NC10.
Tablica 1. Skład chemiczny stali NC10 i NC11LV
Table 1. Chemical composition of NC10 and NC11LV steels Składniki stali w % Gatunek stali C Si Mn P S Cu NC10 NC11LV 1,57 1,65 0,19 0,27 0,45 0,30 0,21 0,29 0,024 0,003 0,04 0,09 Cr Mo Ni Ti Al Co V 10,7 11,9 0,18 0,90 0,108 0,18 0,001 0,02 0,003 0,0014 0,004 0,71
Tablica 2. Wyniki badania dylatometrycznego stali NC10 i NC11LV
Table 2. Results of the dilatometric investigations of NC10 and NC11LV steels Temperatura, oC Gatunek stali Aclp Aclk Acm Arlp Arlk Arcm Ms NC10 NC11LV 800 820 829 847 949 977 745 746 725 690 916 906 260 220
Dalsze badania przeprowadzono na prób-kach, za pomocą których wyznaczano krzywe umocnienia według metody opisanej w pracy [11]. Próbki, z podtoczeniami na smar, o wy-miarach Ф10x10 mm spęczano z prędkością 102 s-1 w specjalnym przyrządzie, w termosach podgrzanych do temperatury badania. Wyko-nano równieŜ krzywe umocnienia próbek spę-czanych w temperaturze otoczenia. Zakresy temperatury badania (stal NC10 do 860 oC i stal NC11LV do 880 oC) obejmowały prze-działy temperatury przemiany α – γ. Po spę-czaniu próbki chłodzone były w dwóch ośrod-kach; w wodzie i w powietrzu.
Pomiary twardości próbek - niezaleŜnie od badań dylatometrycznych - pozwoliły wyzna-czyć wstępnie zakres występowania przemiany A1, a krzywe umocnienia – zakres obniŜonego oporu plastycznego badanych stali.
Badania mikroskopowe prowadzono na próbkach w stanie dostawy oraz odkształco-nych i powtórnie hartowaodkształco-nych po odkształce-niu. Przy hartowaniu zastosowano temperaturę zapewniającą moŜliwość obserwacji zmian
struktury ziarnowej stali. Temperatura harto-wania stali NC10 wynosiła 1050 oC, a stali NC11LV – 1100 oC. Dopiero wyŜsza od zale-canej temperatura pozwoliła ujawnić ziarna stali NC11LV podczas trawienia próbek. Prób-ki obydwu stali austenityzowane były w ciągu 25 minut i hartowane w oleju.
2.2. 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 wy-stępowania „technologicznej nadplastyczno-ści”. Na rysunku 2 przedstawiono wyniki po-miarów twardości próbek ze stali NC10, od-kształconych w róŜnej temperaturze i chłodzo-nych w dwóch, róŜchłodzo-nych ośrodkach.
0 100 200 300 400 500 600 700 0 150 300 450 600 750 900 Temperatura, oC T wa rd oś ć, HV 10 WP
Rys. 2. Wpływ temperatury odkształcania na twardość próbek ze stali NC10, chłodzonych po spęczaniu:
a – w wodzie, b – na powietrzu
Fig. 2. Influence of the temperature deformation on the hardness of NC10 steel; quenching after
deformation: a – in the water, b – on the air
Z rysunku wynika, Ŝe do temperatury od-kształcania 400 oC twardość próbek ze stali NC10 (odkształconych i ochłodzonych po od-kształceniu) nie uległa zmianie. Zmiany struk-tury próbek odkształconych w tym przedziale temperatury są niewielkie. Spadek twardości próbek odkształconych w wyŜszej temperatu-rze spowodowany był prawdopodobnie proce-sem zdrowienia w początkowej fazie deforma-cji lub zmianą w strukturze węglikowej. Po spęczaniu w temperaturze 760 oC twardość była najmniejsza, a potem wzrastała skutkiem
tworzenia się martenzytu. Zatem, temperaturę 760 oC moŜna przyjąć jako początek przemiany A1. Temperatura ta jest znacznie (o 40 oC) niŜ-sza od temperatury początku przemiany α – γ, która - wyznaczona w badaniach dylatome-trycznych - wynosiła 800 oC. Powodem jest to, Ŝe dojście do temperatury przemiany w bada-niach dylatometrycznych odbywało się w spo-sób ciągły, a w przypadku grzania w termosie – w sposób zbliŜony do izotermicznego.
Dalszy wzrost temperatury obróbki pla-stycznej spowodował gwałtowny wzrost twar-dości stali po ochłodzeniu, czego powodem była zwiększona zawartość austenitu po od-kształceniu. Z wykresu na rysunku 2 wynika, Ŝe wpływ sposobu chłodzenia jest niewielki; nieco większą twardość wykazywały próbki ochłodzone w wodzie. Interesujące jest nato-miast pewne obniŜenie twardości po ochłodze-niu z temperatury 820 oC, a dalej dalszy jej wzrost. Niewykluczone, ze spadek związany jest ze zmianą struktury austenitu i wydziela-niem, a kolejny wzrost – z powstaniem nowych porcji austenitu w obszarach o zwiększonej zawartości chromu. Stal NC10 wykazuje bo-wiem duŜą segregację tego składnika.
0 100 200 300 400 500 600 700 0 150 300 450 600 750 900 Temperatura, oC T w ar do ść , H V1 0 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 bada-nia 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
zmia-ny twardości tuŜ powyŜej temperatury 760 oC, spowodowane były prawdopodobnie utworze-niem się niskostopowego austenitu, zawierają-cego jedynie chrom; podobnie jak w przypadku stali NC10. Od temperatury 800 oC, przemianie podlega główna część objętości austenitu o średniej stopowości, a powyŜej temperatury 820 oC – w części zawierającej więcej składni-ków stopowych. W odróŜnieniu od zmian w stali NC10 na charakterystykach stali NC11LV rysuje się pewien przedział obniŜonej twardości (760–800 oC), przy czym średnia temperatura tego przedziału (780 oC) leŜy takŜe o około 40 oC poniŜej temperatury Ac1p (820 oC).
2.3. Krzywe umocnienia
Zestaw wybranych krzywych umocnienia stali NC10 i NC11LV pokazano na rys. 4 i 5. Krzywe wykonane podczas spęczania w niŜszej temperaturze wykazały wyraźny wzrost naprę-Ŝenia uplastyczniającego w miarę wzrostu od-kształcenia, co wskazywałoby na umocnienie dyslokacyjne. W przypadku stali NC10, gdzie nastąpił wzrost σp w próbce podgrzanej do temperatury 200 oC, w stosunku do próbki od-kształconej w temperaturze otoczenia, moŜna się było spodziewać przyspieszonego wydzie-lania węglików przejściowych. Znacznie więk-sze napręŜenie uplastyczniające stali NC10, niŜ stali NC11LV, w niskiej temperaturze, jest prawdopodobnie skutkiem procesu hutniczego wytwarzania stali.
Rys. 4. Wpływ temperatury odkształcania na krzywe umocnienia stali NC10
Fig. 4. Influence of the temperature deformation on flow curves obtained on NC10 steel
Odkształcenie logarytmiczne N ap rę Ŝ en ie u pl as ty cz ni aj ąc e, M P a
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 σp , a ich kształt wskazuje na dominujące zna-czenie procesów aktywowanych cieplnie. W temperaturze technologicznej nadplastycz-ności zachodzi prawdopodobnie jeszcze po-ślizg po granicach ziaren, powodujący wydatny wzrost plastyczności stali; zaobserwowany takŜe podczas badań stali narzędziowych do pracy na gorąco [5 i 6] oraz stali szybkotną-cych [10]. 0 500 1000 1500 2000 2500 0 150 300 450 600 750 900 Temperatura, oC N ap rę Ŝe ni e up la st yc zn ia ją ce , M P a
Rys. 6. Wpływ temperatury badania na napręŜenie uplastyczniające stali NC10 (φ = 1)
Fig. 6. Influence of the temperature on the flow stress obtained on NC10 steel (φ = 1)
Na rys. 6 i 7 przedstawiono wpływ tempe-ratury badania na wartość napręŜenia upla-styczniającego przy odkształceniu logaryt-micznym φ = 1. Z badań wynika, Ŝe pomijając temperaturę 200 oC (rys. 6) – wartość σp zmniejsza się (prawie prostoliniowo) do mini-mum, które znajduje się nieco poniŜej
prze-miany α-γ. Potem, w obydwu przypadkach następuje wzrost napręŜenia uplastyczniające-go. 0 200 400 600 800 1000 1200 1400 1600 0 150 300 450 600 750 900 Temperatura, oC N ap rę Ŝe ni e up la st yc zn ia ją ce , M P a
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 wy-stępowania technologicznej nadplastyczności moŜna ocenić wg wykresów przedstawionych na rys. 8. Z porównania charakterystyk wynika, Ŝe temperatura obniŜonego oporu plastycznego stali NC10 wynosi 760 oC, a stali NC11LV – 800 oC. MoŜna zatem wnioskować, Ŝe dodat-kowe, węglikotwórcze składniki stopowe Mo i V powodują wzrost temperatury podwyŜszo-nej plastyczności. 0 100 200 300 400 500 600 500 580 660 740 820 900 Temperatura, oC N ap rę Ŝe ni e up la st yc zn ia ją ce , M P a NC10 NC11LV
Rys. 8. Zmiany napręŜenia uplastyczniającego w prze-dziale obniŜonego oporu plastycznego (φ = 1)
Fig. 8. Changes of the flow stress obtained in the low range of stress. Strain φ = 1
Odkształcenie logarytmiczne N ap rę Ŝ en ie u pl as ty cz ni aj ąc e, M P a
2.4. Badania mikroskopowe
Badania stali szybkotnącej SW7M [12] wykazały, Ŝe drobnoziarnista struktura otrzy-mana po odkształceniu w temperaturze techno-logicznej nadplastyczności moŜe być w pew-nym stopniu dziedziczona po powtórpew-nym har-towaniu; róŜnica w strukturze ziarnowej po-między próbką stali hartowanej bez uprzednie-go odkształcania, a stalą kształtowaną w zakre-sie obniŜonego oporu plastycznego róŜniła się o około dwie jednostki w skali Snyder-Graffa na korzyść tej ostatniej. Podobnego efektu spo-dziewano się na ledeburytycznych stalach chromowych do pracy na zimno.
Dokonano więc porównania struktury stali NC10 i NC11LV na próbkach hartowanych w stanie dostawy oraz po odkształceniu w tem-peraturze otoczenia i w temtem-peraturze podwyŜ-szonej plastyczności. Celem ujawnienia struk-tury ziarnowej próbki, ze stali NC10 i NC11LV, hartowano odpowiednio z tempera-tury 1050 i 1100 oC, po 25 minutowym auste-nityzowaniu. Mikrofotografie poszczególnych struktur pokazano na rys. 9 i 10.
a)
b)
c)
Rys. 9. Struktura stali NC10 zahartowanej z temperatury 1050 oC, austenityzowanej w ciągu 25 minut. Stal
w stanie dostawy, po wyŜarzaniu hutniczym (a) oraz po dokształceniu w temperaturze otoczenia (b)
i w temperaturze 740 oC (c). Odkształcenie φ = 1
Fig. 9. Structure of the NC10 steel after hardening from 1050 oC, austenitizing for 25 minutes. Steel after annealing (a) and after deformation at the room temperature (b) and in 740 oC (c). Strain φ = 1
a)
c)
Rys. 10. Struktura stali NC11LV zahartowanej z tempe-ratury 1100 oC, austenityzowanej w ciągu 25 minut. Stal w stanie dostawy, po wyŜarzaniu hutniczym (a) oraz po dokształceniu w temperaturze otoczenia (b)
i w temperaturze 790 oC (c). Odkształcenie φ = 1
Fig. 10. Structure of the NC11LV steel after hardening from 1100 oC, austenitizing for 25 minutes. Steel after
annealing (a) and after deformation at the room temperature (b) and in 790 oC (c). Strain φ = 1
Z mikrofotografii (rys. 9, 10) wynika, Ŝe niezaleŜnie do temperatury odkształcania (20 i 740 oC w przypadku stali NC10 oraz 20 i 790 w przypadku stali NC11LV) odkształcenie pla-styczne powoduje rozdrobnienie struktury stali chromowej o ledeburytycznej strukturze. Ziar-na stali zahartowanej w stanie dostawy hutni-czej są zdecydowanie większe od ziaren stali zahartowanej po odkształceniu plastycznym. Widać równieŜ, Ŝe zmiana temperatury obróbki plastycznej, w przedziale od temperatury oto-czenia do temperatury „technologicznej nad-plastyczności”, nie wpływa istotnie na struktu-rę stali hartowanej w zadanych warunkach. A więc, potwierdzona została tendencja zaob-serwowana podczas badania stali szybkotnącej [12], mówiąca Ŝe odkształcenie plastyczne przed obróbką cieplną wpływa korzystnie na strukturę ziarnową, zatem, na własności chro-mowej stali ledeburytycznej.
3. PODSUMOWANIE I WNIOSKI
Wyniki badań potwierdziły tezę, Ŝe lede-burytyczne 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 suge-stią Gulajewa i Sarmanowej [1]) zakresem „technologicznej nadplastyczności”. DuŜa pla-styczność stali w tym przedziale umoŜliwia obniŜenie temperatury obróbki ww. stali i po-zwala tym samym na uzyskanie efektów eko-nomicznych z tytułu oszczędności energii. Ba-dania Torisaki i współpracowników [12] po-zwoliły takŜe uzyskać duŜą plastyczność (wy-dłuŜenie – 332 %) stali szybkotnącej KHA30 (1,25% C, 4,0% Cr, 5,0% Mo, 6,0% W, 3,0% V i 8,0% Co), lecz podczas rozciągania w tem-peraturze 1000 oC i przy małej prędkości od-kształcania 2,5 x 10-4s-1.
Potwierdziły się takŜe przypuszczenia, Ŝe struktura stali NC10 i NC11LV, uzyskana pod-czas obróbki plastycznej poniŜej przemiany α-γ, moŜe być w pewnym stopniu dziedziczona po powtórnej obróbce cieplnej. Stal zahartowa-na po odkształceniu w zakresie technologicznej plastyczności wykazuje znacznie drobniejsze ziarno aniŜeli zahartowana w stanie po wyŜa-rzaniu hutniczym.
Wyniki badań pozwoliły sformułować następujące wnioski:
1. Stale chromowe o strukturze ledeburytycz-nej wykazują, nieco poniŜej przemiany α-γ, zakres obniŜonego oporu plastycznego, czy-li tak zwaną nadplastyczność technolo-giczną.
2. Minimum oporu plastycznego zaleŜy od temperatury przemiany α-γ, a ta od składu chemicznego stali. WyŜsza temperatura A1 odpowiada większej zawartości węgliko-twórczych składników stopowych Mo i V w stali NC11LV. Temperatura technolo-gicznej nadplastyczności stali NC10 i NC11LV wynosiła odpowiednio 760 i 800 oC.
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 har-towaniu stali w stanie wyŜarzonej.
4. Pomiar twardości próbek ochłodzonych po odkształceniu pozwala wyznaczyć, z dosta-teczną dla praktyki dokładnością, zakres temperaturowy technologicznej nadpla-styczności stali.
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.: Vlija-nie sverchplastičeskoj deformacji pri različych schemach napražennogo coctojanija na strukturu bystrorežuščich stalej. Metalloved. i Term. Obrab. Metallov.: 1989, nr 5, s. 30-34, 1 rys., 2 tab., bibli-ogr. 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. 53-56, 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. 30, nr 11, s. 422-424, 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. 73-80, 12 rys., 3 tab. bibliogr. 4 poz. [6] Berkowski L., Konieczyński M., Wroczyński K.:
Własności stali WWS1, WLK i WWN1 w statycz-nej próbie rozciągania na gorąco. Obróbka Plast. 1975, t. 14, nr 3, s. 133-144, 18 rys., 4 tab. bibliogr. 5 poz.
[7] Miller E.W.J., Pearce R.: Superplastic hobbing. Metallurgia 1981, nr 5, s. 206-210, 6 rys., 3 tab. [8] Berkowski L., Pachutko B.: Własności
oszczędno-ściowych stali szybkotnących w zakresie tempera-tury kształtowania na ciepło. Zeszyty AGH, Me-chanika nr 9, Kraków 1986, s. 119-125, 5 rys., 2 tab. bibliogr. 7 poz.
[9] Berkowski L.: High plasticity of high-speed steels near the α–γ transformation range. Międzynarodo-wa konferencja pt. Tvaritelnośt kovu a slitin. Pod-brezova –Tale – Bratysława, Czechosłowacja, 20–22.09.1988 Materiały, t. 2, s. 258-263, 6 rys. 2 tab., bibliogr. 5 poz.
[10] Berkowski L., Pachutko B.: Wpływ warunków obróbki cieplnej na strukturę i własności stali SW7M. Cześć V: Skutki obróbki plastycznej w za-kresie 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. 123-127, 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. 735-742, 17 rys., 1 tab., bibliogr. 2 poz.
