Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Использование соляных ванн для поверхностного упрочнения инструмента из быстрорежущих сталей 7
1.1 Современные быстрорежущие стали и их термическая обработка 7
1.2 Механизм образования азотированных слоев на быстрорежущих сталях 19
1.3 Соляные ванны для поверхностного упрочнения металлорежущих инструментов 25
Глава 2. Методика экспериментального исследования карбонитрации быстрорежущих сталей 35
2.1 Выбор сталей для исследования. Технология изготовления и химико-термической обработки образцов 35
2.2 Методика исследования структуры, фазового состава и физико-механических свойств цианированных сталей 39
2.3 Методика определения служебных свойств цианированных быстрорежущих сталей 40
2.4 Математическое планирование эксперимента и обработка экспериментальных данных 46
Глава 3. Исследование карбонитрации быстрорежущих сталей в ванне на основе мочевины 50
3.1 Низкотемпературная ванна для жидкого азотирования быстрорежущих сталей 50
3.2 Влияние режимов цианирования в карбамидо-натриевой ванне на структуру диффузионных слоев быстрорежущих сталей 60
3.3 Особенности цианирования безвольфрамовых быстрорежущих сталей в карбамидо-натриевой ванне 71
Глава 4. Свойства быстрорежущих сталей, цианированных в карбамид о-натриевых ваннах 76
4.1. Влияние режимов цианирования на физико-механические свойства диффузионных слоев быстрорежущих сталей 76
4.2. Износостойкость и теплостойкость быстродействующих сталей, цианированных в карбамидонатриевой ванне 88
4.3. Эффективность цианирования инструментов из быстрорежущих сталей в карбомидо-натриевой ванне 98
Выводы и предложения 102
Библиографический список 104
- Механизм образования азотированных слоев на быстрорежущих сталях
- Методика исследования структуры, фазового состава и физико-механических свойств цианированных сталей
- Влияние режимов цианирования в карбамидо-натриевой ванне на структуру диффузионных слоев быстрорежущих сталей
- Износостойкость и теплостойкость быстродействующих сталей, цианированных в карбамидонатриевой ванне
Введение к работе
В отечественной промышленности и ремонтном производстве в настоящее время широко используются инструменты из быстрорежущих сталей (резцы, фрезы, сверла и др.). Для изготовления этих инструментов используются главным образом вольфрамомолибденовые стали (Р6М5, Р6МЗ и т.п.), а в последнее время, в связи с острым дефицитом вольфрама, все больше используется безвольфрамовых сталей, легированных молибденом и ванадием (Р0М2ФЗ и др.).
Молибден, служащий заменителем вольфрама в быстрорежущих сталях, также как и вольфрам способствует образованию при отпуске закаленных сталей стойких против коагуляции сложных карбидов типа М6С, обеспечивающих твердость и износостойкость инструмента. С другой стороны, влияние молибдена на технологические и эксплуатационные свойства быстрорежущих сталей не вполне аналогично влиянию вольфрама, так как карбиды молибдена легче переходят в твердый раствор при нагревании, чем карбиды вольфрама, что снижает стойкость инструмента.
Известно, что стойкость инструмента из быстрорежущих сталей успешно повышают путем насыщения их поверхностей азотом или азотом и углеродом (карбонитрацией) при низких температурах. При этом наиболее распространенным процессом насыщения является цианирование инструмента в соляных ванных.
Главная особенность насыщения металла в расплавах солей — чрезвычайно высокая активность процесса, значительно превышающая таковую в газовых и твердых средах, включая новейшие разработки, такие как ионное и плазменное азотирование и т.п. Преимущество цианирования в соляных ванных состоит не только в высокой скорости насыщения, но и в высоком эффекте упрочнения, обеспечивающем хорошее сочетание
твердости, износостойкости и пластичности поверхностных слоев. Кроме того, обработка инструмента в соляных ваннах отличается высокой экономичностью, обусловленной небольшим расходом энергии (ввиду низкой температуры и небольшой выдержки), а также использованием простого и недорогого термического оборудования.
Однако, не смотря на многие преимущества, классический процесс карбонитрации инструментов из быстрорежущих сталей в цианистых ваннах, разработанный в середине прошлого века, в настоящее время практически не используется по экологическим соображениям. Применяемые при этом соли NaCN и KCN отличаются чрезвычайно высокой токсичностью и требуют специальной сложной и высокоэффективной системы защиты окружающей среды (нейтрализации газов, сточных вод, отходов производства и т.п.).
Эти проблемы заставили искать новые составы ванн, безопасных с точки зрения экологии. В отечественной промышленности была сделана ставка на использование ванн на основе карбамида (мочевины), которая отличается дешевизной и нетоксичностью. Мочевина, используемая в массовых количествах как азотное удобрение, в десятки и сотни раз дешевле, чем цианиды и цианаты натрия и калия, приготовляемые специально для соляных ванн.
Расплав карбамида с углекислыми солями (карбонатами) калия или натрия, также с очень дешевыми веществами, обеспечивает эффект упрочнения стальных поверхностей не ниже, чем цианистые ванны, однако при его использовании возникает ряд технологических трудностей, которые тормозят его широкое внедрение в производство.
Настоящая работа посвящена исследованию низкотемпературного насыщения быстрорежущих вольфрамовомолибденовых и безвольфрамовых быстрорежущих сталей в соляных ваннах на основе карбамида, которое, по известным нам данным, еще не исследовалось. Такие исследования позволят
разработать новую технологию карбонитрации режущего инструмента, безопасную с точки зрения экологии, дешевую и удобную для внедрения в производство, в том числе и в ремонтное, которая по эффективности не должна быть ниже, чем при использовании цианистых солей.
Тема работы входит в план научно-исследовательских работ по реализации «Региональных научно-технических программ Центрально-Черноземного района».
Механизм образования азотированных слоев на быстрорежущих сталях
При низкотемпературной упрочняющей обработке инструмента из быстрорежущих сталей его поверхностные слои насыщаются, главным образом, азотом. Основные закономерности образования диффузионных слоев на быстрорежущих сталях можно представить из анализа работ [23...33].
Карбонитрация быстрорежущего инструмента производится при температурах ниже 590С, когда структура стали представлена твердым а-раствором с объемно-центрированной кубической решеткой и относительно небольшим количеством карбидной фазы. Растворимость азота, поступающего из внешней среды, в феррите весьма невелика. Так, например, предельное насыщение феррита при температуре 550С достигается уже при концентрации азота 0,03%. При этом один атом азота приходится в среднем на 500 атомов железа.
Достаточно на поверхности стали появиться даже незначительному количеству атомов азота, как в тонком наружном слое стали, измеряемом несколькими межатомными расстояниями, устанавливается предельное насыщение феррита, обеспечивающее диффузию азота в глубину изделия и образование зародышей новой фазы.
Здесь надо отметить, что диффузия азота в феррите происходит гораздо интенсивнее, чем в аустените, не смотря на то, что в ГЦК решетке у-железа растворяется гораздо больше азота, чем в ОЦК решетке а-железа. По данным рентгеноструктурного анализа азот растворяется в а — Fe путем внедрения в междоузлия ОЦК решетки. Соотношение геометрических размеров иона азота (rN=0,071 нм) и октаэдрической поры в этой решетке свидетельствует о том, что атом азота может разместиться в этой поре лишь при достаточно высокой степени ионизации (при значительном уменьшении радиуса иона).
В связи с этим при комнатной температуре количество растворенных ионов в решетке стали оказывается очень низким 0,001% N. С повышением температуры размеры пор увеличиваются и, соответственно, увеличивается растворимость азота, достигая 0,1% при температуре 590С.
Дальнейшее повышение температуры в процессе насыщения стали азотом приводит к перестройке а решетки азотистого феррита в у решетку. В гранецентрированной кубической решетке у - Fe увеличиваются размеры октаэдрических пор, и растворимость азота возрастает до 2,35% (при 800С). В ГЦК решетке атомы азота находятся в окружении шести атомов железа, расположенных на равных расстояниях (а/2) от оси центров октаэдров. В ОЦК решетке расположение шести атомов, окружающих пору, не является равномерным: четыре атома удалены от центра поры на расстояние
а л/2 /2, а два атома - на расстояние а/2. Благодаря этому, а также тому, что параметр «а» у-решетки примерно в 1,5 раза больше, чем а-решетки, места для размещения атомов азота (как и других атомов внедрения) в у - Fe гораздо больше, чем в а - Fe.
В то же время, не смотря на малую растворимость азота в а-решетке, в ней создаются благоприятные условия для диффузионной подвижности атомов азота. Перемещение атомов азота происходит путем перескока из одного междоузлия в другое. Заполнение атомами железа ОЦК решетки а-железа, как известно, составляет 68%, а заполнение ГЦК решетки у-железа составляет 74% объема кристалла , поэтому в а-решетке имеется значительно больше свободного пространства для перемещения атомов азота, чем в у-решетке. Этим, очевидно, и объясняется тот факт, что коэффициент диффузии азота в а — Fe больше, чем в у - Fe. Кроме того, энергия активации диффузии азота в ОЦК решетке составляет примерно 7,7 10"4 Дж /моль, а в более плотноупакованной ГЦК решетке --14,6-10-4 Дж/моль, т.е. почти в 2 раза выше [34]. Это обстоятельство также облегчает диффузию азота в а-железе, по сравнению с у-железом.
Внедряясь в кристаллическую структуру стали азот может образовывать не только твердые растворы, но и химические соединения -нитриды. Возникновение новой фазы (нитридов) сопровождается перекристаллизацией системы, которая начинается в местах с повышенным уровнем свободной энергии (на дефектах решетки, на границах зерен и т.п.). Здесь происходит накопление диффундирующих элементов, в частности азота, и облегчается образование новой кристаллической решетки -зародыша новой фазы.
В системе Fe - N, охватывающей температурную область 450...590 С, могут существовать такие соединения, как Fe4N (у -фаза); Fe3N (є-фаза) и Fe2N (-фаза).
Кристаллическая структура нитрида Fe4N имеет гранецентрированную кубическую решетку, в которой атом азота располагается в центре элементарной ячейки. Исследования механизма выделения нитрида Fe4N из феррита показывают, что кристаллики нитрида выделяются из твердого раствора в виде пластинок, ориентированных определенным образом относительно исходной фазы - вдоль плоскости (100) решетки феррита. Нитрид Fe4N имеет высокую твердость, благодаря чему твердость азотированного слоя достигает весьма высоких значений — HV 1100... 1200.
Методика исследования структуры, фазового состава и физико-механических свойств цианированных сталей
Микроструктуру цнанированных слоев быстрорежущих сталей исследовали с помощью металлографических микроскопов МИМ-8 и ММР-4 при различных увеличениях. Металлографические микрошлифы изготавливали следующим образом. Образец зажимали в металлическую струбцину из закаленной стали У8, что обеспечивало идеальную плоскость микрошлифа без завала краев. Образец зажимался таким образом, чтобы часть образца (примерно 2...3 мм) оставалась свободной. Затем стачивали свободный конец до уровня струбцины и шлифовали торец образца на шлифовальной бумаге, постепенно уменьшая ее зернистость. После обработки на наждачной бумаге образцы подвергали электролитической полировке. Полученные шлифы протравливали 5% раствором азотной кислоты в спирте. Протравленные шлифы рассматривали и фотографировали при различных увеличениях. Количественный микроструктурный анализ проводили точным методом Глаголева [104] с использованием окуляр-микрометра (с точностью 0,3 мкм).
Фазовый состав цианироваиных слоев определяли с поверхности образцов, которые подвергали минимальной обработке, - толщина съема металла составляла не более 0,05 мм. С полученных таким образом микрошлифов снимали дифрактограммы на рентгеновском дифрактометре общего назначения ДРОН-3 в хромовом и кобальтовом Ка-излучении. Обработку дифрактограмм проводили по стандартной методике [106, 107].
Для.изучения распределения азота, углерода и других элементов по сечению диффузионных слоев цианироваиных сталей использовали атомно-эмиссионный спектрометр SA-2000 (Surface Analyzer) фирмы LEKO. Спектры снимали с поперечных сечений цианироваиных образцов, на которых приготовляли металлографические шлифы.
Твердость цианироваиных слоев определяли на твердометрах Роквелла (ТК-2) и Виккерса (ТП-2) с различными нагрузками.
К служебным свойствам инструмента из быстрорежущих сталей следует отнести такие характеристики, как износостойкость, теплостойкость и ударную вязкость, т.е. те свойства, от которых зависит работоспособность и долговечность режущего инструмента.
При оценке износостойкости быстрорежущих сталей, упрочненных цианированием, необходимо использовать методику, которая в наибольшей степени воспроизводила бы условия трения, типичные для эксплуатации металлорежущих инструментов.
Анализ причин изнашивания и изменения формы режущей стали инструментов из быстрорежущих сталей, приведенный в работе [13], позволяет выявить наиболее важные из них.
Одной из главных причин затупления режущей части инструмента является пластическая деформация поверхностных контактных слоев инструментальной стали. Она возникает, прежде всего, за счет интенсивного разогрева металла в зоне контакта с обрабатываемой деталью и со стружкой. По этой причине, а также из-за высоких касательных напряжений в поверхностных слоях инструментального материала, происходит пластическое течение разогретого (потерявшего исходную прочность) материала. В результате изменяется форма режущей части инструмента. Критерием пластической прочности служит, обычно, отношение твердости инструментального материала при температуре резания к твердости обрабатываемого материала в зоне резания. При этом считается, что инструмент не подвергается пластическому деформированию, если первая твердость в два раза превышает вторую. Твердость инструмента в зоне резания определяется теплостойкостью (красностойкостью) инструментальной стали.
Вторая, не менее важная причина потери работоспособности режущего инструмента, это адгезионное изнашивание. Процесс изнашивания материала при этом происходит в результате многократно повторяемого схватывания поверхности инструмента с ювенильными поверхностями стружки и обрабатываемой детали. В результате происходит вырывание частиц инструментального материала с рабочих поверхностей инструмента, которые уносятся стружкой и обработанной поверхностью. На контактных площадках инструмента остаются борозды и пратеры.
При высоких температурах, возникающих при обработке металла в зоне трения, адгезионный износ обусловливается пластической деформацией микрообъемов инструментальной стали, поэтому интенсивность износа зависит от твердости стали при высокой температуре, т.е. от теплостойкости инструментальной стали.
При высоких температурах на контактных поверхностях режущего инструмента из быстрорежущих сталей происходит ускоренная диффузия легирующих элементов с контактных поверхностей инструмента в металл детали. Этому способствуют непрерывно обновляемые активные (ювенильные) поверхности инструмента, высокие давления, создающие условия для плотного контакта поверхностей инструмента с поверхностями детали и стружки. Высокая температура и высокий градиент концентраций диффундирующих элементов способствуют их легкому переходу из инструментальной стали в основном в стружку. Легче всего, в силу малого атомного размера диффундирует углерод. Обеднение углеродом а-твердого раствора, а также упрочняющих фаз (карбидов) приводит к разупрочнению быстрорежущей стали и интенсификации пластических и адгезионных процессов на поверхности инструмента, и, как следствие, к ускорению изнашивания.
Влияние режимов цианирования в карбамидо-натриевой ванне на структуру диффузионных слоев быстрорежущих сталей
Поверхностная твердость, износостойкость, теплостойкость и склонность к адгезии (налипанию обрабатываемого материала) быстрорежущих сталей могут быть изменены путем поверхностной обработки. Цианирование быстрорежущих сталей в солевой ванне значительно изменяет структуру поверхностных слоев и, следовательно, изменяет их свойства.
Для изучения влияния температуры и длительности цианирования на формирование азотосодержащих диффузионных слоев проводили на наиболее распространенной быстрорежущей стали Р6М5, которую обрабатывали в солевой карбамидо-натриевой ванне при различных температурах и выдержках. Температуру ванны изменяли от 480С, пока еще ванна сохраняет приемлемую жидкотекучесть, и до 580С, когда диффузионный слой, обогащенный азотом, находится еще в а-состоянии. Длительность насыщения (выдержки в солевом расплаве) изменяли от 10 минут до 1 часа.
В качестве образцов использовали отрезки от калиброванного прутка диаметром 6 мм (заготовки для сверл) длиной по 50 мм. Образцы предварительно подогревали до температуры 400С в ванне, состав которой был аналогичен планирующей, но без карбамида (сода, поваренная соль и едкий натр), затем примерно наполовину погружали в цианирующую ванну оптимального состава (см. раздел 3.1), нагретую до заданной температуры и выдерживали заданное время. После цианирования образцы охлаждали на воздухе, промывали в воде для очистки от возможных следов соли и на обработанных частях приготовляли микрошлифы с использованием электрополировки. Шлифы рассматривали и фотографировали на микроскопе МИМ-8 при различных увеличениях. Глубину диффузионного слоя измеряли с помощью
Диффузионные слои на быстрорежущей стали, полученные в результате обработки в карбамидо-натриевой ванне, во всех случаях представляют собой темную сильнотравящуюся полосу азотистого феррита с мелкодисперсными включениями карбонитридов железа и легирующих элементов. Кроме того, в структуре диффузионных слоев цианированных быстрорежущих сталей присутствуют избыточные (первичные) карбиды вольфрама, молибдена и ванадия. При температуре цианирования 540 и 560С на поверхности диффузионных слоев отсутствует характерная карбонитридная корка (рис. 3.4-а и 3.4-6), что свидетельствует о недостаточно высокой активности диффундирующих элементов для образования большого количества карбонитридов. При этих температурах диффузия азота идет в твердом растворе и способствует образованию очень мелкодисперсных твердых азотистых фаз, дающих высокий упрочняющий эффект.
При температуре 580С на поверхности диффузионного слоя начинает образовываться сплошная корка карбонитридов с решеткой є-фазьі (рис. 3.4-в). Это явление для упрочнения режущего инструмента считается нежелательным, так как карбонитридная корка, хотя и обладает высокой твердостью, чрезвычайно хрупка и снижает стойкость режущего инструмента, особенно если его работа сопровождается ударами и вибрацией.
Повышение температуры цианирования стали Р6М5 в карбамидно-натриевой ванне вызывает интенсивное увеличение глубины диффузионных слоев. Эти слои начинают образовываться при температуре 520...525С, более низкие температуры обработки не приводят к образованию цианированных слоев на поверхности стали за приемлемое время.
Распределение азота (1) и углерода (2) в цианированных слоях стали Р6М5, полученных при различных температурах: а) - 540С; б) -580С. Выдержка в обоих случаях — 0,5 ч Результаты исследования распределения азота и углерода по сечению планированных слоев стали Р6М5, полученных обработкой в карбамидоОнатриевой ванне, свидетельствуют о том, что при низких температурах насыщения основную роль в формировании диффузионных слоев играет азот. При температуре 540С поверхностью быстрорежущей стали усваивается примерно в четыре раза больше азота, чем углерода (рис. 3.5-а). При температуре 580С (на 40С выше) содержание азота и углерода на поверхности стали практически уравнивается, однако под поверхностью, также как и в первом случае, в диффузионном слое преобладает азот (рис. 3.5-6).
Диффундирующие элементы из насыщающей среды через поверхность стали продвигаются в глубину по участкам твердого раствора (феррита), частично вступая в химическое взаимодействие с железом и легирующими элементами. При этом твердый раствор насыщается азотом, а при пересыщении (за счет интенсивного поступления из цианирующей среды) в диффузионном слое образуются твердые фазы - карбонитриды, упрочняющие поверхностные слои стали.
При совместном насыщении стали азотом и углеродом, что имеет место при цианировании, в результате поглощения поверхностью стали азота заметно ускоряется диффузия углерода, даже при пониженных температурах. Количество азота и углерода, поступающих в сталь, решающим образом зависит от температуры процесса. Чем ниже температура цианирования, тем больше содержание азота в диффузионном слое стали и, наоборот, при высокой температуре сталью усваивается достаточно большое количество углерода.
Азот и углерод, диффундирующие из насыщающей среды, в быстрорежущей стали связываются, в основном, в карбонитриды, так как растворимость азота в феррите весьма невелика. Для определения типов карбонитридов, которые образуются в быстрорежущей стали при цианировании и от которых зависит упрочняющий эффект обработки, был проведен рентгеноструктурный анализ планированных слоев.
На поверхности стали Р6М5, цианированной при температуре 540С, обнаруживаются карбонитриды M6(CN) и M(CN), кроме того прослеживаются следы кубического карбонитрида М2з(СЫ)6 и чистых нитридов хрома и ванадия Cr2N и VN. Основу твердофазной структуры стали Р6М5, цианированной при относительно низкой температуре (540С), составляет двойной карбонитрид типа Мб(СИ) с параметрами решетки а= 1,101 нм. Этот карбонитрид можно представить формулой (Fe, Сг)3(Мо, W, V)3(CN).
Износостойкость и теплостойкость быстродействующих сталей, цианированных в карбамидонатриевой ванне
Износостойкость инструментальной стали является одной из ее важнейших характеристик, так как она определяет стойкость инструмента и связанные с ней особенности технологии металлообработки. Повышенная стойкость снижает время необходимое на переустановку и переточку инструмента, тем самым повышая производительность работы и позволяет уменьшить расход дорогостоящего режущего инструмента, что самым благоприятным образом отражается на экономике.
Износостойкость образцов из быстрорежущих сталей проверяли истиранием их поверхности роликом из металлокерамического твердого сплава шириной 2,5 мм. О величине износа судили по длине лунки, которая образовалась в результате трения ролика по образцу (см. главу 2).
Для того, чтобы исследовать износостойкость цианированных сталей по всей глубине диффузионных слоев испытания проводили следующим образом. Исследуемый образец устанавливали на машину трения СМЦ-2 и начинали испытание. После каждых двух часов работы образец снимали и на инструментальном микроскопе измеряли длину получившейся лунки износа, после чего пересчитывали величину износа в миллиграммы. Для предотвращения сильного нагрева образца и диска в зону трения подавали из капельницы холодную воду, или охлажденную жидкость, используемую в металлорежущих станках.
Результаты испытаний на износ образцов из быстрорежущих сталей Р6М5 и РОМ2ФЗ, цианированных при температуре 570С в течении 1 часа в карбамидо - натриевой ванне, в сравнении с теми же сталями, подвергнутыми стандартной термообработке (закалке с 1220С с трехкратным отпуском при 560С) без цианирования, представлены на рис. 4.8.
Как видно из результатов эксперимента, цианирования в карбамидо -натриевой ванне значительно, примерно в 2 раза, повышает износостойкость быстродействующих сталей, как вольфрамомолибденовой стали Р6М5, так и без вольфрамовой стали РОМ2ФЗ. Причем высокая износостойкость цианированных сталей сохраняется при длительных испытаниях -двукратное увеличение износостойкости имеет место как при испытании в течении первых двух часов, так и после десятичасового изнашивания.
Результаты сравнительных испытаний цианированных сталей РОМ2ФЗ и Р6М5 представлены на рис. 4.9. Здесь же представлены результаты изнашивания стали Р18, которая является эталоном для всех быстродействующих сталей. Образцы из стали Р18 подвергались стандартной термообработке - закалке с 1260С с трехкратным отпуском при 560С без дополнительного цианирования.
Износостойкость цианированных быстродействующих сталей, как видно из рисунка находится примерно на одном уровне, хотя износостойкость цианированной без вольфрамовой стали РОМ2ФЗ все таки немного выше (примерно на 15...20%) износостойкости цианированной вольфрамомолибденовой стали Р6М5. Что касается сравнительной износостойкости планированных сталей Р6М5 и РОМ2ФЗ и традиционной стали Р18, то первые превосходят традиционную дорогую и дефицитную вольфрамовую сталь в 1.5...2 раза.
Таким образом можно констатировать, что цианирование вольфрамомолибденовых и без вольфрамовых сталей в карбамидо -натриевой ванне значительно повышает их износостойкость, причем обеспечивает примерно одинаковые высокие характеристики практически вне зависимости от системы легирования.
Как показывают наши исследования, наибольшую износостойкость при изнашивании с использованием охлаждающей жидкости имеет безвольфрамовая сталь РОМ2ФЗ, цианированная после стандартной термообработке (закалка + тройной отпуск) при температуре 580С. Названная обработка обеспечивает этой стали не только высокую износостойкость, но и вполне удовлетворительную ударную вязкость, что важно для тонко - лезвийного режущего инструмента.
Не менее важным свойством быстрорежущих сталей, чем износостойкость, является их красностойкость (теплостойкость), т.е. способность сохранять режущие свойства (высокую твердость) при повышенных температурах. От этой характеристики зависят предельные режимы резания, при которых еще может работать инструмент. Чем выше теплостойкость, тем при более высоких скоростях резания сможет работать инструмент и тем большая производительность обработки может быть достигнута при его использовании.
Теплостойкость, как известно, определяется стойкостью металлической матрицы в поверхностных слоях инструмента против разупрочнения при нагревании режущих кромок инструмента. Устойчивость твердого раствора (матрицы) зависит от его состава, а также от природы и устойчивости против коагуляции частиц второй (упрочняющей) фазы.
Определение теплостойкости производили следующим образом. Образцы быстрорежущих сталей, упрочненные по различным режимам, нагревали до температур 500...700С (через 50С) и выдерживали при каждой из названных температур в течение четырех часов. Для предотвращения окисления их поверхностей нагрев и выдержку проводили в соляной хлористой ванне (20% хлористого бария; 27% хлористого кальция; 20%) хлористого натрия; 33% хлористого калия). После выдержки образцы охлаждали и проводили измерение твердости на твердомере Виккерса.
