Содержание к диссертации
Введение
1. Аналитический обзор литературы 9
1.1. Выбор материала 9
1.2. Диаграммы состояния Ti-C и Fe-Ti 12
1.3. Термодинамические, теплофизические, химические и электрофизические свойства карбида титана 14
1.4. Механические и технологические свойства карбида титана 17
1.5. Диффузионные процессы в системе Ti-C 19
1.6. Смачиваемость карбида титана металлами и сталями 21
1.7. Формирование структуры при спекании 22
1.8. Концепция функциональных градиентных материалов (ФГМ) 33
1.9. Металлокерамика на основе карбида титана 35
1.10. Области применения 41
2. Материалы и методики исследования 46
2.1. Характеристика исходных материалов 46
2.2. Методы исследования и испытаний 49
2.2.1. Металлографический анализ 49
2.2.2. Рентгеноструктурный анализ 50
2.2.3. Микрорентгеноспектральный анализ 52
2.2.4. Измерение твердости 52
3. Формирование структуры и свойств металлокерамики карбид титана - сталь в зависимости от содержания углерода в карбиде при пропитке и последующей термообработке ... 55
3.1. Структура и свойства после пропитки 55
3.1.1. Исследование металлокерамики TiC0,7 - сталь У8, ТіС0,98 - сталь У8 55
3.1.1.1. Размеры и распределение частиц карбида титана 55
3.1.1.2. Фазовый состав металлокерамики 56
3.1.1.3. Распределение титана, железа и углерода между компонентами после пропитки 57
3.1.1.4. Твердость композита 58
3.1.2. Исследование металлокерамики ТіС0>7-сталь Р6М5, ТіСо,98-сгаль Р6М5... 58
3.1.2.1. Размеры и распределение частиц карбида титана 58
3.1.2.2. Фазовый состав металлокерамики 59
3.1.2.3. Распределение титана, железа, легирующих элементов и углерода между компонентами после пропитки 60
3.1.2.4. Твердость композита 61
3.2. Структура и свойства после закалки 61
3.2.1. Исследование металлокерамики ТіС0)7 - сталь У8, ТіСо,98 - сталь У8 62
3.2.1.1. Размеры и распределение частиц карбида титана 62
3.2.1.2. Фазовый состав и содержание углерода в компонентах металлокерамики 64
3.2.1.3. Твердость композита 65
3.2.2. Исследование металлокерамики ТіСо,7-сталь Р6М5, ТіСо^г-сталь Р6М5 66
3.2.2.1. Размеры и распределение частиц карбида титана 66
3.2.2.2. Фазовый состав и содержание углерода в компонентах металлокерамики 69
3.2.2.3. Твердость композита 69
3.3. Изменение структуры и свойств при отпуске 70
3.3.1. Исследование металлокерамики TiC0,7 - сталь У8, ТіСо,98 - сталь У8 70
3.3.1.1. Размеры и распределение частиц карбида титана 70
3.3.1.2. Изменение фазового состава и строения металлической связки металлокерамики 71
3.3.1.3. Твердость композита 73
3.3.2. Исследование металлокерамики ТіС^г-сталь Р6М5, ТіС0>9г-сталь Р6М5 73
3.3.2.1. Размеры и распределение частиц карбида титана 73
3.3.2.2. Изменение фазового состава и строения металлической связки металлокерамики 74
3.3.2.3. Твердость композита 75
Заключение по главе 3 76
4. «Градиентная» металлокерамика TiC0>98.o,9o-У8 77
4.1. Формирование структуры и свойств при пропитке 77
4.1.1. Размеры и распределение частиц карбида титана по высоте образца 77
4.1.2. Фазовый состав компонентов металлокерамики 77
4.1.3. Распределение твердости по высоте образца 78
4.2. Формирование структуры и свойств при закалке 79
4.2.1. Размеры и распределение частиц карбида титана по высоте образца 79
4.2.2. Фазовый состав компонентов металлокерамики -. 79
4.2.3. Распределение твердости по высоте образца 80
4.3. Изменение структуры и свойств при отпуске 80
4.3.1. Размеры и распределение частиц карбида титана по высоте образца 80
4.3.2. Фазовый состав компонентов металлокерамики 81
4.3.3. Распределение твердости металлокерамики по высоте образца 82
Заключение по главе 4 82
5. Влияние содержания углерода в пропитывающей стали на свойства металлокерамики при пропитке и последующей термообработке 84
5.1. Исследование металлокерамики после пропитки 84
5.1.1. Размеры и распределение частиц карбида титана 84
5.1.2. Фазовый и химический состав компонентов металлокерамики 86
5.1.3. Микротвердость частиц карбида и металлической связки, твердость композита 90
5.2. Исследование металлокерамики после закалки 92
5.2.1. Размеры и распределение частиц карбида титана 92
5.2.2. Фазовый и химический состав компонентов металлокерамики 93
5.2.3. Микротвердость частиц карбида и металлической связки, твердость композита 100
5.3. Исследование металлокерамики после отпуска 105
5.3.1. Размеры и распределение частиц карбида титана 105
5.3.2. Фазовый состав компонентов металлокерамики 105
5.3.3. Твердость композита 106'
Заключение по главе 5 108
Выводы 109
Список использованных источников 111
Приложение 119
- Термодинамические, теплофизические, химические и электрофизические свойства карбида титана
- Распределение титана, железа, легирующих элементов и углерода между компонентами после пропитки
- Размеры и распределение частиц карбида титана по высоте образца
- Микротвердость частиц карбида и металлической связки, твердость композита
Введение к работе
Современная экономика и наука ставят задачу создания и совершенствования различных материалов, в частности, композиционных, и более широкого использования их в разных областях техники.
В настоящее время традиционные материалы не могут удовлетворить сложным требованиям высоких температур, нагрузок, скоростей и агрессивных сред. Это заставляет разрабатывать новые материалы, в том числе, на основе тугоплавких соединений, среди которых важное место занимают карбиды переходных металлов, обладающие уникальными механическими и термическими свойствами (высокая твердость, тугоплавкость, износостойкость), что определяет их важную роль в различных отраслях современной техники.
Уже с начала промышленного производства классических твердых сплавов WC - Со во всем мире ведутся работы по созданию новых твердых сплавов не содержащих дорогих и дефицитных компонентов, в первую очередь, вольфрама. Работы ведутся в двух направлениях: создание так называемых маловольфрамовых и безвольфрамовых твердых сплавов (БВТС). Примером первого направления могут быть работы, посвященные частичной замене W молибденом, без ухудшения свойств сплавов: сплавы на основе (Mo, W)C или (Mo, W)(C, N) с Co-связкой. Замена вольфрама молибденом экономически выгодна, но еще более выгодно применение БВТС со стальными связками, так называемых карбидосталей. Изучено большое количество тугоплавких соединений переходных металлов с С, В, N, которые могут явиться компонентами твердых сплавов. Среди карбидов переходных металлов наиболее широкое практическое применение нашел карбид титана. Принципиальным отличием является то, что он имеет широкую область гомогенности и способен образовывать широкие области твердых растворов с другими карбидами металлов IVa - Via подгрупп.
Карбидостали первоначально разрабатывались как сплавы, по своим свойствам промежуточные между инструментальными сталями и твердыми сплавами. Объемное содержание тугоплавкой фазы (ТФ) в карбидосталях было значительно больше, чем в инструментальных сталях, но меньше, чем в твердых сплавах. Это позволило после соответствующей термообработки подвергать их всем видам механической обработки. Сталь придает сплавам способность термически и механически обрабатываться, что важно при изготовлении инструмента сложной формы, а ТІС - износостойкость. Из-за чрезвычайно высокой твердости связки после термической обработки такие сплавы приобретают твердость, не уступающую твердости ряда стандартных твердых сплавов. Однако, благодаря большему содержанию металлической фазы (МФ) у них выше пластичность и вязкость.
Металлокерамика на базе композиции карбид титана - сталь является перспективным конструкционным материалом благодаря возможности получения высокоплотного с хорошим сцеплением металлической связки и карбида состояния, а также возможности широкого варьирования свойств композита путем изменения свойств его компонентов.
Одним из способов получения такой металлокерамики является пропитка расплавом стали спрессованного и спеченного брикета карбида титана. Технология изготовления карбидосталей методом пропитки включает формообразование карбидного каркаса, его предварительное спекание и последующую пропитку стальным расплавом.
Термическая обработка металлокерамики с металлической связкой, в частности закалка и отпуск, может заметно изменить свойства связки и, соответственно, всей металлокерамики, например, существенно повысить твердость и прочность, вместе с тем для правильного выбора режимов термической обработки необходимо учитывать процессы взаимодействия составляющих компонентов металлокерамики на всех этапах получения и обработок, что обычно не делается.
Изменение составов карбида и связки влияет на получаемые свойства металлокерамики за счет изменения смачиваемости карбида титана, области гомогенности состава, скорости диффузии, а также на выбор режимов термической обработки для достижения заданных свойств.
Термодинамические, теплофизические, химические и электрофизические свойства карбида титана
Карбид титана является весьма стабильным соединением, свидетельством чего служат высокие температура плавления и теплота образования.
Теплопроводность карбида титана при температуре ниже -173 С увеличивается с ростом его дефектности по углероду /32/, а при более высоких температурах различие в теплопроводности у карбида титана в области гомогенности нивелируется. Коэффициент термического расширения и удельное сопротивление карбида титана растут с увеличением его дефектности по углероду, в то время как для постоянной Холла по абсолютной величине, коэффициента термо-э.д.с. и термического коэффициента электросопротивления наблюдается противоположная картина.
Наблюдаемый рост электросопротивления и постоянной Холла с увеличением температуры свидетельствует о металлическом характере проводимости карбида титана. В зависимости от метода определения значение характеристической температуры ТІС изменяется в интервале 340 - 660 С. Карбид титана имеет сравнительно низкую работу выхода, которая резко снижается с уменьшением содержания в нем связанного углерода /33/.
Молярная магнитная восприимчивость карбида титана при 20 С изменяется в зависимости от его дефектности по углероду в десятки раз (например, %Л06 для ТіС0,95 составляет 5, а для TiCojo Ю0). Коэффициент излучения карбида титана в температурном интервале 1500 -2400 С составляет 0,7 /18/. После обработки карбида титана цезиевой плазмой работа выхода электрона не меняется, что свидетельствует об отсутствии взаимодействия TiC с плазмой /34/. С другой стороны, под действием нейтронного облучения (доза 1,5-Ю20 нейтрон/см2) в образцах из карбида титана TiC0,94 замечен значительный прирост электросопротивления и параметра решетки, увеличение объема на 0,3-0,5%/35/.
Практическое значение карбида титана обуславливается и его химическими свойствами. Карбид титана устойчив против действия соляной, серной и фосфорной кислот и щелочей, но растворяется в царской водке и смеси азотной и плавиковой кислот. С ростом дефектности по углероду карбид титана становится менее устойчивым в растворах фосфорной и соляных кислот, содержащих перекись водорода.
Карбид титана обладает высокой коррозионной стойкостью в области потенциалов отрицательнее 0,05 в щелочных и 0,7 В в кислых растворах. Взаимодействие карбида титана с разряжающимися на его поверхности ионами водорода облегчается при увеличении дефицита углерода в ТІС. С изменением содержания связанного углерода в карбиде титана при равных условиях катодной поляризации образуются различные соединения карбида титана с водородом: либо твердые растворы водорода в карбиде титана (карбогидриды переменного состава по водороду) либо гидриды ТіНг и ТіН. В первых двух случаях в дальнейшем водород может быть легко выведен из карбида титана без разрушения его кристаллической решетки /36/.
Карбид титана обладает сравнительно высокой стойкостью против окисления. Интенсивное окисление начинается при температурах выше 1100 С /37/. При температурах выше 40 С в среде хлора из карбида титана образуется хлорид титана, а в среде фтора - фтороуглеродные соединения.
В пределах области гомогенности изменяются не только свойства карбида титана, но и форма его частиц. С уменьшением дефектности карбида титана по углероду частицы порошка ТІС становятся изометричнее, углы заострения и радиусы их округления увеличиваются /38/.
На прочностные свойства карбида титана главное влияние оказывает пористость исследуемых образцов и значительно меньше сказываются дефектность TiC по углероду, способ изготовления образцов и размер частиц карбида титана. Например, с увеличением пористости образцов из карбида титана на 5 % их прочность уменьшается вдвое /18/.
Для горячепрессованных образцов из карбида титана с плотностью 96 % прочность вплоть до температур 1000 С составляет 500 МПа, но затем происходит её резкое падение /39/.
Одной из причин небольшой высокотемпературной прочности карбида титана является наличие в нем примесей (Fe, Со, Si и ССВОб), которые сегрегируются на границах зерен и образуют легкоплавкие фазы.
При температурах ниже 400 С механизм разрушения карбида титана имеет в основном хрупкий характер, а при более высокой температуре наблюдается переход в хрупко-вязкую область. При уменьшении содержания связанного углерода в карбиде титана температура хрупко-вязкого перехода снижается (TiC,,o5 1400 ; ТіС0,97 900 0С;ТіС0 87 800 С; ТіС0)78 700 С; TiC0,68 600 С; TiC0,58 400C)/33/.
При испытании монокристаллов карбида титана наблюдается некоторая пластическая деформация, вклад которой увеличивается со снижением соотношения С/Ті. В этом случае важную роль играет система скольжения {111} 110 /40/.
Концентрационная зависимость модуля Юнга от содержания связанного углерода в TiC имеет линейный характер, а коэффициент Пуассона в области гомогенности меняется незначительно /41/.
Микротвердость карбида титана уменьшается от 31500 до 15000 МПа при увеличении дефектности ТіСх по углероду от х = 0,98 до х = 0,5 /42/.
Распределение титана, железа, легирующих элементов и углерода между компонентами после пропитки
Пропитка карбида титана сталью Р6М5 ледебуритного класса приводит к тому, что частицы ТІС обогащаются карбидообразующими элементами и становятся местами зарождения первичных карбидов легирующих элементов, что отчетливо видно по структуре (см. рис. 4): состав более темной зоны соответствует TiC с небольшим количеством W, Мо и Fe, продиффундировавших внутрь, а более светлая зона значительно обогащена W, Мо и V. В металлокерамике с углерод-дефицитным ТІС в периферийных светлых зонах карбидных частиц содержится меньше титана, но больше вольфрама. В связи с уходом существенной части карбидообразующих элементов из стальной связки на периферию карбидных частиц, содержание легирующих в связке существенно уменьшается по сравнению с исходным (табл. 7). При получении металлокерамики TiCo,98-P6M5, ТіСо,7-Р6М5 карбидообразующие элементы W, Мо, V переходят в карбид, причем состав карбида становится часто неоднородным по частице либо за счет неполной диффузии, либо за счет осаждения карбидов этих элементов на подложке карбида титана. Металлическая связка обедняется в большей мере W, Мо. Нестехиометричность карбида титана ускоряет этот процесс. Рентгенографически также выявляется неоднородность состава карбидных частиц.
Общее содержание хрома уменьшается, возможно, за счет его выгорания в вакууме. Твердость композита карбид титана - быстрорежущая сталь с исходно стехиометрическим и нестехиометрическим составом TiC после пропитки составляет 1080 - 1090 HV. При закалке в металлокерамике карбид титана - сталь продолжается перераспределение элементов, значительно меняются свойства и структура. После термообработки средний размер карбидных частиц ТіС0,98-У8 и TiC0j-У8 увеличивается: чем выше температура и больше время выдержки, тем больше прирост (рис. 5, 6). Изменение размеров частиц, по-видимому, связано с их частичным растворением и переходом титана в сталь, уменьшением доли более мелких частиц. Доля ТіС0;98 и ТіС0,7 возрастает при увеличении температуры и времени выдержки (рис. 7). В металлокерамике ТіСо,98-У8 и ТіСо,7-У8 наряду с сохраняющимися фазами Fe2Ti, Fe3C, TiC после закалки с нагревом до температуры 900 С появляется мартенсит, характеризующийся двумя дифракционными пиками {HHL}, а в ТіСо,98-У8 - и остаточный аустенит. Результаты измерения содержания углерода в мартенсите после закалки таких композитов показали (табл. 8), что в металлокерамике с исходно стехиометрическим составом карбида титана оно либо такое же, что и в исходной стали, либо немного увеличивается. В материале же с карбидом титана, имеющем исходно дефицит углерода, содержание углерода в мартенсите существенно меньше: менее 0,3 %. Гомогенизации аустенита при нагреве композитов карбид титана - сталь из-за растворения карбида и потока титана из карбида в сталь не происходит даже при высокой температуре нагрева, поэтому наблюдается неоднородность состава аустенита, а после закалки - мартенсита. За счет легирования титаном стальной связки, в том числе и карбида цементитного типа, изменяются и температуры фазовых превращений. Даже при нагреве до 1000 С не происходит полной аустенитизации стальной связки. Период решетки карбида титана после пропитки больше у TiCo,98, а после закалки - у ТіСод (см. табл. 4, 8). После закалки в воде 900 С 20 мин + 900 С 60 мин период решетки TiCoj заметно возрастает, то есть углерод из стали при этой термообработке активнее переходит в карбид титана. Период решетки TiCo,98 уменьшается при закалке в воде от 900 С 20 мин, вероятно, что времени и температуры достаточно для растворения углерода и изменения состава карбида титана.
Изменение состава металлической связки и карбидов ведет к изменению процессов аустенитизации, растворения и выделения карбидов при нагреве и охлаждении, мартенситного превращения при закалке. Легирование аустенита титаном для всех композитов и углеродом для композитов с ТіСо,98 ведет к его стабилизации и получению большего количества после закалки.
Важно отметить также, что в результате взаимодействия карбида титана и стальной связки при пропитке и термообработке создается микронеоднородное по составу состояние металлической связки и карбида, как по углероду, так и по титану, о чем свидетельствуют результаты рентгеноструктурного анализа (см. табл. 8, ПРИЛОЖЕНИЕ 2) и рентгеноспектрального анализа. Ширина переходных зон после термической обработки с высокотемпературным нагревом возрастает до 4-І- 6 мкм, причем быстрее растет переходная зона в карбиде, что говорит о более быстром насыщении железом карбида, чем связки титаном.
Размеры и распределение частиц карбида титана по высоте образца
Закалка с нагревом 900 С, 60 мин и 1000 С, 20 мин приводит к увеличению периода решетки карбида титана, особенно, со стороны ТіС0,9о (табл. 12). После закалки в воде от 1000 С, 60 мин период решетки в обоих случаях заметно уменьшается. Карбид титана становится менее стехиометрическим, причем изменение больше со стороны исходно стехиометрического состава, так что изменяется и градиент твердости по образцу, и общий уровень твердости. В зависимости от условий нагрева под закалку уровень свойств «градиентной» металлокерамики существенно различается. Максимальный уровень твердости (1750-»1450 HV) обнаружен после закалки с выдержкой 60 мин при 900 С. С ростом температуры и времени выдержки твердость закаленного композита снижается (см. рис. 18).
Температура отпуска недостаточно высока для каких-либо изменений формы или размеров карбидов. При отпуске «градиентной» металлокерамики распад мартенсита в стальной связке с каждой стороны протекает аналогично его распаду в композите соответствующего состава (табл. 13). Период решетки карбида титана больше со стороны карбида титана стехиометрического состава (рис. 20). Характер изменения периода решетки карбида при отпуске близок к металлокерамике ТіСо,98-У8. Абсолютные значения сравнивать сложно, так как нет точных независимых данных о составе карбида в связи с наблюдаемой неоднородностью его состава. После отпуска твердость уменьшается, причем до 400 С снижение больше для ТіС0,98, а начиная с 500 С - для ТіС0 9о- Вплоть до температуры отпуска 650 С не происходит уменьшения твердости до значений, соответствующих состоянию металлокерамики после пропитки. Градиент твердости сохраняется при всех исследованных температурах отпуска (рис. 21). Для полной гомогенизации по углероду металлической связки ни в ходе пропитки, ни в ходе нагрева под закалку времени недостаточно.
Поэтому градиент свойств металлокерамики имеет место как в исходном состоянии после пропитки, так и после термообработки: закалки и отпуска. Зная, что свойства и структура карбидосталей зависят от состава стальной связки, можно выбирать стали с разным содержанием углерода и изменять свойства. Используемые в работе составы сталей с содержанием углерода 0,8, 1,0 и 1,2 % позволяли изучать процессы, характерные для уже применяемых карбидосталей, а также снижать температуру нагрева под закалку в случае сохранения в связке углерода 0,8 % С.
Микротвердость частиц карбида и металлической связки, твердость композита
Твердость композита после пропитки, естественно, выше в случае композитов с исходно стехиометрическим составом карбида; она возрастает с содержанием углерода в пропитывающей стали и составляет 670 810 HV для образцов с TiCo,8 и 860 + 965 HV - с ТіСо,98 (рис. 27). Твердость «верха» всегда больше «низа», что соответствовало первоначальному разделению сторон на «верх» и «низ».
В среднем у образцов с исходно стехиометрическим карбидом титана различие между «верхом» и «низом» по размеру карбидных частиц и твердости меньше, чем у нестехиометрического.
При измерении микротвердости связки и карбидных частиц исходных образцов на карбидных частицах появляются трещины. Точность измерения Нц в этих случаях невелика. После закалки растрескивания при измерениях твердости не наблюдалось, возможно, из-за более напряженного состояния окружающей стальной связки, то есть упрочнение связки благоприятно для повышения сопротивления разрушению (табл. 16). Микротвердость металлической связки после пропитки практически одинакова для всех образцов.
При закалке образцов продолжается процесс взаимодействия связки и карбида, обусловливающий изменение их состава и в небольшой степени количественного соотношения за счет процессов растворения и выделения, что фиксируется по изменениям размеров частиц карбида после закалки.
При закалке образцов в результате взаимодействия связки и карбида развиваются процессы, обусловливающие изменение их состава и в небольшой степени количественного соотношения за счет процессов растворения и выделения фаз, что фиксируется по изменениям размеров частиц карбида после закалки. Росту частиц карбида способствует увеличение времени нагрева под закалку и повышение температуры. Заметное увеличение размера карбидов наблюдается после закалок от 900 С, 60 мин (режим 3) и 900 С, 90 мин (режим 4). Средний размер карбидных частиц максимален после закалки от 1100 С, 60 мин (режим 6) во всех композитах: 8,6 - - 9,4 мкм для «верха» и 7,9 8,7 мкм для «низа» (см. табл. 14). После всех закалок средний размер карбидов со стороны «верха» больше, чем со стороны «низа». Весьма характерным признаком участия ТіС в термической обработке является уменьшение количества мелких частиц карбида титана, которые растворяются в стали при нагреве (рис. 28).
После закалок 780 С и 900 С с выдержкой 30 мин распределение фаз более равномерно: разница между «верхом» и «низом» при закалке от 780 С не более 5 %, а при закалке от 900 С, 30 мин - 4 % (при пропитке и после закалки 900 С, 60 мин, 950 С, 60 мин, 1100 С, 60 мин разница составляет 1-8 %). В среднем у стехиометрического карбида титана различие между «верхом» и «низом» по размеру карбидного частицы и доле карбидной фазы меньше, чем у нестехиометрического.
При нагреве под закалку происходит перераспределение и углерода, и в некоторой степени титана, и железа между компонентами и фазами. После закалки от 780 С период решетки карбида титана в композитах ТіС0,8 - сталь увеличивается, так как карбид титана становится более стехиометрическим, а в композитах ТіС0,98 - сталь период решетки карбида уменьшается: наряду с уходом части углерода железо частично легирует карбид титана. Кроме того, в последнем случае происходит аустенитно-мартенситное превращение в стальной связке. Разница между «верхом» и «низом» для стехиометрического карбида титана становится больше, а для нестехиометрического - меньше. Период решетки феррита для композиций TiC0,g - сталь уменьшается, вероятнее всего из-за ухода титана в карбиды (ТІС и (Fe, Ті)зС).
При увеличении температуры и времени закалки происходит постепенное уменьшение периода решетки карбида титана, которое наиболее заметно при закалке от 1100 С, 60 мин (рис. 29). Это наряду с результатами микрорентгеноспектрального анализа подтверждает диффузию железа из стали в карбид.
Содержание углерода в мартенсите стальной связки после закалки от 780 С достигает 0,9 - 1 % для всех трех вариантов композитов со стехиометрическим карбидом. С повышением температуры нагрева под закалку до 1100 С оно возрастает до величин, близких или даже превышающих содержание углерода в стали.
Период решетки остаточного аустенита также возрастает, причем в композитах с нестехиометрическим карбидом содержание углерода в мартенсите после закалок с нагревом до 900 1100 С составляет 0,3 -5- 0,4 %. Мартенсит, как и остаточный аустенит во всех случаях остается неоднородным по составу. После закалок от всех температур сохраняется различие между «верхней» и «нижней» стороной композита. Во всех состояниях, и после пропитки, и после закалок наблюдается небольшое количество фаз БегТі и карбида цементитного типа (РезС). Заметно большее количество такого типа карбида наблюдается в образцах с исходно стехиометрическим карбидом титана, в композите ТіСо,8 - сталь У12.
После закалки 1100 С, 60 мин в ТіСо,8 - сталь У8 и TiCo.s - сталь У10 наблюдается уменьшение содержания углерода в мартенсите, практически это феррит, то есть при нагреве до 1100 С происходит превращение y-Fe в a-Fe, что можно объяснить тем, что во время термообработки часть карбидов титана выделяется из твердого раствора, унося с собой углерод. Это косвенно подтверждается уменьшением микротвердости стальной связки в центре «низа» образцов. Уменьшение содержания углерода в стальной связке и, возможно, увеличение содержания титана, который может переходить в связку из карбида нестехиометрического состава, приводит к сужению у-области и расширению области a-железа. Это и является причиной превращения аустенита в феррит и его сохранения при охлаждении.
