Содержание к диссертации
Введение
Глава 1 Состояние вопроса, постановка цели и задач исследований 10
1.1 Особенности технологии центробежного литья, определяющие формирование структуры и свойств рабочего слоя 10
1.2 Влияние химического состава на структуру чугуна рабочего слоя прокатных валков ЛПХНд-71 14
1.3 Влияние структуры на свойства чугуна рабочего слоя прокатных валков ЛПХНд -71 20
1.4 Влияние существующих режимов термической обработки на структуру и свойства чугуна рабочего слоя прокатных валков ЛПХНд-71 24
1.5 Постановка цели и задач исследования 27
Глава 2 Материал, методика эксперимента и исследования 29
2.1. Материал исследования 29
2.2 Моделирование процессов кристаллизации 30
2.3 Определение температурных интервалов фазовых превращений при нагреве и охлаждении 30
2.4 Металлографический анализ 31
2.5 Методика рентгеноструктурного анализа 32
2.6 Определение химического состава структурных составляющих в чугуне рабочего слоя 35
2.7 Определение износостойкости и твердости 37
Глава 3 Формирование структуры и свойств чугуна рабочего слоя при кристаллизации и существующем режиме термической обработки 40
3.1 Формирование структуры и свойств чугуна рабочего слоя при кристаллизации 40
3.2 Исследование распределения химических элементов в структуре чугуна рабочего слоя в литом состоянии
3.3 Исследование структуры и свойств чугуна рабочего слоя при отпуске при температуре 430 С 51
3.4 Исследование перераспределения химических элементов в структурных составляющих чугуна рабочего слоя при нагреве до температуры 430 С 57
3.5 Выводы по третьей главе 60
Глава 4 Влияние температуры и скорости нагрева на фазовые превращения в чугуне рабочего слоя прокатного валка ЛПХНд- 71 62
4.1 Исследование связи тепловых эффектов при нагреве чугуна рабочего слоя с фазовыми превращениями 63
4.2 Исследование фазовых превращений в чугуне рабочего слоя, сопровождающихся объемными изменениями 73
4.3 Выводы по четвертой главе 75
Глава 5 Разработка режима термической обработки, обеспечивающего повышение качества рабочего слоя 76
5.1 Формирование структуры и свойств чугуна рабочего слоя при отпуске при температуре 300 С 76
5.2 Формирование структуры и свойств чугуна рабочего слоя при многократном нагреве до температуры 300 С 82
5.3 Исследование перераспределения химических элементов в структурных составляющих чугуна рабочего слоя при однократном и многократном нагреве до температуры 300 С 92
5.4 Исследование влияния температуры и кратности отпуска на химический состав вторичных карбидов различных групп 103
5.5 Выводы по пятой главе 109
Заключение ПО
Список литературы
- Влияние структуры на свойства чугуна рабочего слоя прокатных валков ЛПХНд
- Определение температурных интервалов фазовых превращений при нагреве и охлаждении
- Исследование распределения химических элементов в структуре чугуна рабочего слоя в литом состоянии
- Исследование фазовых превращений в чугуне рабочего слоя, сопровождающихся объемными изменениями
Влияние структуры на свойства чугуна рабочего слоя прокатных валков ЛПХНд
Одной из важнейших задач металлургической отрасли в условиях жесткой конкуренции на рынке сбыта проката является повышение его качества и экономической эффективности производства. Значительная роль в решении этих задач принадлежит основному инструменту прокатного оборудования - валкам, расходы на которые в структуре себестоимости проката достигают 15.. .20 %; кроме того, их стойкость существенно влияет на качество металлопродукции и производительность стана [1]. Ужесточение условий эксплуатации современных станов горячей прокатки ведет к значительному повышению требований предъявляемых к рабочей поверхности бочки валка, его осевой части и цапфам [2]. Для удовлетворения возросших требований прокатного производства целесообразнее использовать два вида материалов, что наиболее полно реализуется лишь при двухслойном литье [3, 4]. Рабочий слой валков чистовой группы станов горячей прокатки должен не только противостоять изнашиванию, но и обладать комплексом таких свойств, как: высокая термическая и коррозионная стойкость, отсутствие склонности к налипанию прокатываемой полосы, растрескиванию и выкрошиванию, особенно при повышенных и неравномерных усилиях прокатки, иметь небольшие остаточные напряжения и высокую механическую прочность материалов, высокое качество сваривания рабочего слоя и сердцевины валка, при этом сердцевина валков должна противостоять высоким изгибающим нагрузкам.
При традиционном способе изготовления литых прокатных валков в стационарные формы с заливкой легированного чугуна в изложницу и с последующим вытеснением не затвердевшего остатка новой порцией металла сердцевины после кристаллизации рабочего слоя, не удовлетворяют требованиям современного прокатного производства [5-7]. Кроме того, при стационарном способе производства затруднительно применение перспективных высоколегированных материалов для рабочего слоя валков, таких как высокохромистые чугуны с 15... 17 % хрома или половинчатые чугуны с содержанием 4...5 % никеля в виду резкого увеличения содержания карбидообразующих элементов в сердцевине и шейке валка, что ведет к появлению дефектов и затруднениям при их механической обработке, повышению расхода дефицитных легирующих элементов, низкому выходу годного и другим дефектам [8, 9]. К существенным недостаткам стоит отнести нестабильную глубину и твердость рабочего слоя, а также склонность их к выкрошиванию при эксплуатации [10 - 12]. Этих дефектов лишены валки, произведенные методом центробежного литья, за счет отсутствия переходной зоны от сердцевины к рабочему слою, изготовленному из высоколегированного чугуна, который характеризуется гомогенной структурой и имеет более высокие плотность, прочность и пластичность, а также сохраняет неизменной свою твердость на протяжении всего периода эксплуатации, что отражается в постоянстве уровня износостойкости валка [10, 13 - 18]. Традиционно, валки с рабочим слоем из высокохромистого Hi-Cr чугуна устанавливают в трех первых клетях чистовой группы, а индефинитные ICDP валки с рабочим слоем из половинчатого чугуна - в трех последних [19, 20]. Высокое качество рабочих валков последних чистовых клетей прокатных станов достигается и рабочего слоя из улучшенного хромоникелевого чугуна, который содержит мартенсит, эвтектические и вторичные карбиды, остаточный аустенит и графит [21, 22].
Начиная с 1960 г. в ряде стран были разработаны различные способы центробежного литья. Метод горизонтального центробежного литья применяется многими производителями валков, особенно в Японии. Кокиль бочки валка приводится во вращение горизонтально или под углом до 20 , затем во вращающийся кокиль бочки подается жидкий металл рабочего слоя, который под воздействием центробежной силы растекается по внутренней поверхности формы. После полной кристаллизации рабочего слоя внутренняя полость полностью заполняется металлом сердцевины под действием статического давления. Недостатком горизонтальной центробежной разливки является дополнительный ликвационный эф 12 фект, усиливающий тенденцию к макроликвации и приводящий к химической неоднородности чугуна сердцевины валка. Метод вертикального центробежного литья был разработан и впервые применен в Европе фирмами Gontermann-Peipers и Marichal-Ketin. Он позволяет контролировать все параметры при разливке и охлаждение, обеспечивая требуемые условия кристаллизации материала валка. Таким образом, данный способ обеспечивает безупречное соединение материалов поверхности и центра валка и затвердевание металла без усадочных раковин в осевой зоне центра валка. Кокиль вращается в течение всего процесса разливки и останавливается только лишь после ее окончания, в результате чего достигается гомогенная плотная структура материала [23, 24].
Прогрессивный способ центробежного литья до относительно недавнего времени не находил применения в отечественной практике производства прокатных валков из-за отсутствия научно-обоснованных решений по использованию больших масс металла разнородных по химическому составу, в том числе высоколегированных материалов для получения заготовок с требуемыми свойствами [25]. В СССР этот способ литья был освоен на Лутугинском заводе прокатных валков, где отливали валки диаметром 400 мм.
Определение температурных интервалов фазовых превращений при нагреве и охлаждении
Рабочий слой прокатного валка ЛПХНд-71 имеет в своем составе карбидооб-разующие элементы и элементы, стабилизирующие аустенит в перлитной и бей-нитной областях, распределение которых между металлической основой и карбидами оказывают существенное влияние на формирование структуры и свойств рабочего слоя. Нагрев литой структуры чугуна приводит к перераспределению химических элементов и сопровождается выделением новых и ростом уже имеющихся в структуре избыточных фаз. Поэтому, изменяя условия нагрева, можно управлять структурообразованием в чугуне рабочего слоя, повышая его твердость, путем снижения количество мягких фаз. Следовательно, необходима информация об исходном содержании элементов во всех фазах, образующих структуру литого чугуна.
Микрорентгеноспектральным анализом определили, что в дендритах с мар-тенсито-аустенитной структурой содержится 0,7 % Мп, 4,8 % Ni, 1,0 % Si, 0,9 % Cr, 1,3 % Си. В состав эвтектических карбидов входит 3,6 % Сг, 1,1 % Мп, 0,6 % V, до 1,5 % Ni. Картирование химических элементов показало, что кремний, никель и медь сосредоточены преимущественно в металлической основе; марганец и хром равномерно распределяется в основе и карбидах; в эвтектических карбидах в основном содержатся хром и ванадий, который также входит в состав вторичных карбидов, основным карбидообразующим элементом которых является ниобий (приложение Б). Вторичные карбиды существенно отличаются от эвтектических, а также между собой строением и составом. В работе их условно разделили на три модификации в зависимости от химического состава и морфологии [116].
В настоящей работе к карбидам первой группы отнесены те, в которых основным карбидообразующим элементом является ниобий с содержанием в пределах 67...68 %. В них также присутствуют 0,3...0,8 % Ті, 2..2,5 % V, 4...6 % Fe, до 0,6 % Сг. Они имеют пластинчатую форму с толщиной пластин 0,8...2,0 мкм и расположены внутри дендритов. Пластины карбидов часто параллельны дендритным осям аустенита первого и второго порядка и, лишь иногда, достигают эвтектических карбидов. Угол между пластинами составляет 120 (рисунок 3.13).
К карбидам второй группы отнесены карбиды, в которых содержание ниобия снижено до 60...65 % и существенно повышается содержание железа до 18...20 %, относительно карбидов первой группы. В них также содержится 1,5...2,4 % V, 0,5...0,7 % Сг. Основным отличием карбидов второй группы от первой является повышение содержания железа в 4...5 раз с соответствующим снижением на несколько процентов ниобия. Они выделяются в виде коротких и более толстых пластин по сравнению с карбидами первой группой и полностью располагаются внутри дендритов аустенита. Угол между пластинами приблизительно равен 90 (рисунок 3.14). ВОмкт Электронное изображение 1
В карбидах третьей группы соотношение ниобия и железа близко к карбидам второй группы - 60...62 % и 14... 16 % соответственно. Содержание хрома увеличивается до 0,6... 1,0 %, также присутствуют 1,3... 1,5 % V и до 0,4 % Ті. В отличие от карбидов других двух групп в их составе содержится не карбидообразую-щие элементы: до 0,3 % Мп, 1,3... 1,5 % Ni и 0,2 % Si, что наблюдали в других работах [117]. Карбиды третей группы имеют формы близкие к треугольной и ромбической с углом при вершинах около 120 (рисунок 3.15) [118]. 3.3 Исследование структуры и свойств чугуна рабочего слоя при отпуске при температуре 430 С
В процессе эксплуатации прокатного валка исполнения ЛПХНд-71 его рабочий слой испытывает термические нагрузки, связанные с нагревом во время контакта с прокатываемой полосой и последующим водяным охлаждением, в результате чего в чугуне рабочего слоя происходит распад аустенита, количество которого в литом состоянии более 11 % с образованием мартенсита. Этот процесс приводит к возникновению напряжений, появлению трещин в поверхности, с последующим ее выкрошиванием.
Для уменьшения количества остаточного аустенита и снятия напряжений, возникающих при образовании продуктов его распада, прокатные валки исполнения ЛПХНд-71 подвергают отпуску с медленным нагревом до температуры 430 С, выдержке и замедленному охлаждению. Режим отпуска прокатных валков при температуре 430 С представлен на рисунке 3.16.
Скорость нагрева прокатных валков, рабочий слой которых изготовлен из легированного чугуна, в виду низкой теплопроводности составляет 12 С/ч. Печь нагревается до температуры 470 С и выдерживается четыре часа, за это время поверхность рабочего слоя ускоренно нагревается до необходимых 430 С. Для предотвращения перегрева прокатного валка температуру печи снижают до 430 С и подвергают многочасовой выдержки с последующим медленным охлаждением.
В результате такой обработки в чугуне формируется структура, состоящая из металической основы, образованной игольчатыми фазами и остаточным аустенитом, эвтектических и вторичных карбидов и графита (рисунок 3.17) [119]. Качественно структура чугуна рабочего слоя после отпуска при температуре 430 С не отличается от структуры этого же чугуна в литом состоянии. Отличие наблюдается в количественных соотношениях фаз.
В результате отпуска происходит увеличение размера избыточных фаз, выделившихся при охлаждении после кристаллизации, и дополнительное образование новых вторичных карбидов и включений графита в мартенсито-аустенитной металлической основе. При этом аустенит, обедненный легирующими элементами за счет выделения при нагреве избыточных фаз, становится менее устойчивым к распаду и частично превращается при охлаждении в бейнит, который, совместно с отпущенным мартенситом, входит в состав игольчатой структуры металлической основы. С помощью рентгеноструктурного анализа определили, что количество остаточного аустенита снижается с 11,4 % в литом состоянии до 3,0... 3,2 % после отпуска (рисунок 3.18). - 11,4 ! 8 I 4 3.2
Нагрев до температуры 430 С приводит к уменьшению смещения характерного максимума а-железа до значения 2.015 А по сравнению с литым состоянием (2,028 А) (рисунок 3.19).
Средняя микротвердость металлической основы и карбидов, а также твердость в целом чугуна рабочего слоя после отпуска при температуре 430 С практически не меняются. В металлической основе происходят два компенсирующих друг друга процесса изменения твердости: уменьшение количества остаточного аустенита увеличивает, а распад мартенсита снижает микротвердость (рисунок 3.23, а). Микротвердость карбидной фазы не меняется, так как вновь выделяющиеся избыточные карбиды обладают той же микротвердостью, что и «литые» (рисунок 3.23, б). Выделение твердых вторичных карбидов и мягких графита и бейнита не приводит в целом к изменению твердости в отпущенном при температуре 430С чугуне (рисунок 3.23, в).
Исследование распределения химических элементов в структуре чугуна рабочего слоя в литом состоянии
Отпуск при температуре ниже 420 С, например, при 400 С не приводит к изменению средней микротвердости металлической основы. Процессы распада мартенсита с выделением избыточных фаз не происходят. Отпуск при температуре 500 С приводит к распаду мартенсита с уменьшением средней микротвердости металлической основы после 30 минутной выдержки на 25 единиц HV, после 60 минутной выдержки - на 50 единиц HV. Отпуск при температуре 600 С приводит к распаду мартенсита и уменьшению средней микротвердости металлической основы уже после 15 минутной выдержки на 30 единиц HV, после 30 минутной выдержки - на 60 единиц HV, при дальнейшем увеличении времени выдержке, средняя микротвердость металлической основы не снижается.
Второй интервал температур 700...720 С, в котором происходит уменьшение удельного объема при дилатометрическом исследовании при нагреве, соответствует полиморфному а-у превращению, что подтверждает данные, полученные на термоанализаторе в процессе третьей эндотермической реакции (см. рисунок 4.1).
Нагрев с различными скоростями легированного литого чугуна сопровождается четырьмя тепловыми эффектами и двумя объемными изменениями, обусловленными различными фазовыми превращениями.
Тепловой эффект в интервале температур 223...377 С соответствует выделению вторичных карбидов из металлической основы; тепловой эффект в интервале температур 403... 487 С связан с выделением хлопьевидного графита; третья реакция - полиморфное а-у превращение с соответствующим тепловым эффектом протекает при температурах 700...740 С; четвертый эффект наблюдается при температурах выше 830 С в результате частичного растворения карбидов и гра-фитизации чугуна. С увеличением скорости нагрева. Границы интервалов тепловых эффектов смещаются в область более высоких температур
Расчетные интервалы выделения избыточных фаз в чугуне рабочего слоя при существующих на производстве скоростях нагрева составляют 207...295 С и 400...457 С и соответствуют образованию вторичных карбидов и выделению хлопьевидного графита.
Объемное изменение в интервале температур 420... 450 С происходит в результате распада мартенсита, второе уменьшение объема при температурах 700... 720 С связано с нормальным а-у превращением. Как было установлено ранее, структура чугуна рабочего слоя, формирующаяся в процессе отпуска при температуре 430 С, содержит, кроме мартенсита, эвтектических и вторичных карбидов, мягкие структурные составляющие - бейнит, остаточный аустенит и включения графита. Полученные в предыдущих разделах данные о фазовых превращениях, протекающих при нагреве, позволяют скорректировать температуру отпуска относительно 430 С с целью изменения количественного соотношения твердых и мягких составляющих в структуре чугуна рабочего слоя. Для улучшения износостойкости прокатных валков необходимо исключить из структуры рабочего слоя бейнит, уменьшить количество остаточного аустенита и снизить до минимума дополнительное выделение графита.
На основе результатов термического и дилатометрического анализов температуру отпуска выбирали такой, чтобы она была ниже температуры начала выделения графита и превращения аустенита в бейнит, но выше температур выделения вторичных карбидов и начала превращения аустенита в мартенсит. Поэтому температура, удовлетворяющая вышеперечисленным условиям, была выбрана 300 С. Однако следует учитывать, что полностью исключить процесс выделения хлопьевидного графита не представляется возможным и следует ожидать небольшое увеличение его количества.
Качественно, структура чугуна рабочего слоя после отпуска при температуре 300 С не отличается от структуры этого же чугуна в литом состоянии. Происходит изменение количественного отношения между фазами за счет дополнительного роста избыточных фаз, образовавшихся после кристаллизации, и выделения новых вторичных карбидов и мелких включений графита в мартенсито-аустенитнои металлической основе, а также частичного превращения аустенита в мартенсит. Рентгеноструктурным анализом было определено, что объемная доля остаточного аустенита снижается с 11,4 % в литом состоянии до 5,45 % после отпуска при температуре 300 С (после отпуска при 430 С - 3,2 %) (рисунок 5.2).
Анализ дифрактограммы позволил определить, что отпуск при температуре 300 С не приводит к смещению характерного максимума а-железа в область меньших межплоскостных расстояний, значение межплоскостного расстояния составляет 2,03 А (рисунок 5.3) и с учетом погрешности равно значению в литом состоянии (2,029 А) (см. глава 3, рисунок 3.11). После отпуска при температуре 430 С межплоскостное расстояние составляет 2,015 А (см. глава 3, рисунок 3.19).
Отпуск при температуре 300 С в отличие от отпуска при 430 С сопровождается распадом мартенсита с незначительным уменьшением осей его тетрагональной решетки, относительно литого состояния (рисунок 5.4), а, следовательно, практически не меняется значение степени тетрагональности -1,063 (1,07 - в литом состоянии; 1,014 - после отпуска при 430 С).
После нагрева исследуемого чугуна до температуры 300 С в структуре помимо уменьшения количества остаточного аустенита, происходит изменение объемной доли, количества включений на единицу площади и средней площади избыточных фаз, относительно литого и отпущенного при температуре 430 С состояний.
Исследование фазовых превращений в чугуне рабочего слоя, сопровождающихся объемными изменениями
Одновременно с изменениями в составе «литых» карбидов первой группы, начиная с двукратного отпуска при температуре 300 С, происходит выделение новых вторичных карбидов, которые по морфологии и составу можно отнести к карбидам этой же группы. Состав вторичных карбидов, выделяющихся после отпуска, отличается от «литых». Количество ниобия, железа и хрома после двух и трехкратного отпуска одинаково с «литыми», а в результате четырехкратного отпуска выделяются вторичные карбиды, в которых содержание ниобия снижено с 67 % до 60 %, а количество железа и хрома увеличивается с 5 % и 0,6 % до 13 % и 1,2 % соответственно (рисунки 5.29, 5.30). Количество ванадия увеличивается с 2,25 % до 3...3,2 %, количество титана постепенно снижается и после четырехкратного отпуска равно 0,6 %, а также появляется никель, в количестве до 1,5 % (рисунок 5.30).
Во вторичных карбидах второй группы также происходит изменение химического состава «литых» и выделение новых избыточных вторичных карбидов, которые по морфологии и составу можно отнести к карбидам этой группы.
Во вторичных«литых» карбидах второй группы количество ниобия снижается на 8... 10 % после каждого отпуска при 300 С с 58 % до 29 %, количество железа увеличивается на 12...14 % после каждого цикла отпуска с 18 % до 57 % (рисунок 5.31). Количество ванадия снижается незначительно после одно и двукратного отпуска, резко - после трехкратного с 2,5 % до 1 %. Никель и кремний появляются уже после однократного отпуска при 300 С в количестве до 0,7 % и 0,3 %, увеличивают свое содержание до 1,7 % и 0,5 % и 3,0 % и 0,6 % после двукратного и трехкратного отпуска при 300 С соответственно. -Nb
Выделяющиеся новые вторичные карбиды, по морфологии отнесенные ко второй группе, химическим составом аналогичны «литым» за исключением того, что в их состав входят кремний и никель в количестве 0,3 % и 0,9 % соответственно (рисунки 5.33, 5.34). Рисунок 5.33 - Изменение содержания ниобия и железа во вторичных карбидах второй группы, выделяющихся в результате многократного отпуска при температуре 300 С
В «литых»карбидах третьей группы в результате многократного отпуска при температуре 300 С также как и в двух предыдущих группах происходит изменение состава. Количество ниобия постепенно уменьшается с 62 % до 43 %, а железа и никеля - увеличивается с 14 % и 1,4 % до 27 % и 2,7 % соответственно (рисунок 5.35). Содержание марганца, ванадия и хрома после единичного отпуска при температуре 300 С возрастает с 0,8 %, 1,3 % и 0,7 % до 1 %, 2,3 % и 1,2 % соответственно, дальнейшие циклы многократного отпуска не приводят к изменению количества этих элементов.
Изменение содержания хрома, ванадия, титана, марганца, никеля и кремния в «литых» вторичных карбидах третьей группы после многократного отпуска при температуре 300 С Во вновь выделяющихся карбидах третьей группы содержание практически всех элементов соответствует «литым» карбидам, за исключением хрома и мар 101 ганца, количество которых в карбидах, выделившихся после многократного отпуска при температуре 300 С, снижается с 0,7 % и 0,8 % до 0,4 % и 0,3 % соответственно (рисунки 5.37, 5.38).
Изменение содержания хрома, ванадия, титана, марганца, никеля и кремния во вторичных карбидах третьей группы, выделяющихся в результате многократного отпуска при температуре 300 С Как упоминалось ранее, после многократного отпуска при температуре 300 С выделяются вторичные карбиды цементитного типа с содержанием железа до 78 %. В их состав также входят карбидообразующие элементы - ванадий, хром и марганец в количестве 0,4 %, 2,4 % и 1,2 % соответственно, а также 1,6 % никеля (рисунки 5.39, 5.40).
Изменение содержания ванадия, марганца и никеля в карбидах цементитного типа, выделяющихся в результате многократного отпуска при температуре 300 С
Исследование влияния температуры и кратности отпуска на химический состав вторичных карбидов различных групп На результатах исследования перераспределения легирующих элементов между металлической основой и вторичными карбидами можно сделать заключение о предпочтительности конечного содержания этих элементов в различных группах вторичных карбидов в зависимости от режима отпуска. Изменение концен 104 трации различных элементов входящих в состав этих карбидов может зависеть или от температуры отпуска, или от кратности отпуска, или от температуры и кратности отпуска одновременно, либо не зависеть от этих параметров и оставаться постоянной.
Ниобий, ванадий и титан являются элементами, которые содержаться в основном во вторичных карбидах и в незначительном количестве находятся в металлической основе и эвтектических карбидах. В карбидах первой, второй и третьей групп концентрация ниобия меняется различным образом в зависимости от режима отпуска. В «литых» вторичных карбидах первой и третьей группы снижение концентрации ниобия зависит от кратности и температуры отпуска. Во вторичных карбидах второй группы его содержание зависит только от кратности отпуска (рисунок 5.43).
Содержание ниобия во вторичных карбидах различных групп в зависимости от термической обработки
В отличие от ниобия, ванадий содержится во всех группах вторичных карбидов, включая карбиды цементитного типа. Изменение концентрации ванадия во вторичных карбидах первой группы зависит от температуры и кратности отпуска, второй группы - только от кратности отпуска, третьей группы - только от температуры отпуска, в карбидах цементитного типа концентрация не меняется (рисунок 5.44).
Перераспределение легирующих элементов между металлической основой и вторичными карбидами, а также конечное содержания этих элементов в различных группах вторичных карбидов может зависеть только от температуры отпуска, только от кратности отпуска, от температуры и кратности отпуска одновременно, либо не зависеть от этих параметров и оставаться постоянной. Изменение концентрации элементов во вторичных карбидах первой и третьей групп, а также в карбидах цементитного типа зависит от температуры и кратности отпуска, тогда как изменение концентрации карбидов второй группы зависит только от кратности отпуска.