Содержание к диссертации
Введение
1. Легирование и термическая обработка валковых сталей 8
1 1.Условия работы прокатных валков и способы повышения их эксплуатационных характеристик 8
1.2 Принципы легирования валковых материалов 11
1.3.3аэвтектоидные валковые стали.. 17
1.4 Термическая обработка сталей для валков горячей прокатки 20
1.4.1. Предварительная термическая обработка поковок из высокоуглеродистых валковых сталей 21
1.4.2. Термическая обработка отливок из заэвтектоидных валковых сталей 23
1.4.3 Термическая обработка валков горячей прокатки из стали типа 150ХНМ 27
2. Материал и методика исследования 32
2.1.Материал для исследования- способ получения 32
2.2 Исследования с использованием стандартных методов 36
2.2.1. Определение механических свойств 36
2.2.2. Металлографические исследования 38
2.3.Специальные методы исследования 40
2.3.1. Дилатометрический анализ 40
2.3.2. Высокотемпературная металлография 41
2.33. Измерение остаточных напряжений 42
3. Исследование структурных изменений, происходящих в кованой стали 150ХНМ при нагреве и охлаждении 44
3.1 .Превращение аустенита при нагреве и охлаждении 44
3.2. Исследование влияния нагрева на рост зерна и определение температуры пережога стали 50
3.3.Выводы по главе 3 53
4. Разработка технологии термической обработки поковок из стали І50ХНМ 55
4.1.Технология предварительной термической обработки 55
4.1 1. Цели предварительной термической обработки и разработка ее режима 55
4.1.2. Исследование влияния температуры аустенитизации и отжига на структуру и свойства стали 60
4.2.Технология основной термической обработки 66
4.2.1. Цели основной термической обработки и разработка ее режима 66
4.2.2. Исследование влияния параметров нормализации на структуру и свойства стали 71
4.2.3. Исследование влияния количества циклов нормализации на структуру и свойства стали 81
4.2.4. Исследование влияния параметров отпуска на структуру и свойства стали 86
4.3.Выводы по главе 4 91
5. Промышленное опробование разработанной технологии термической обработки поковок из стали 150ХНМ 93
5.1.Технология изготовления опытно-промышленных поковок 93
5.2.Структура и свойства металла опытно-промышленных поковок после предварительной термической обработки 96
5.2.1. Влияние параметров режима предварительной термической обработки на структуру и твердость 96
5,2.2. Особенности структуры и свойств металла опытно-промышленных поковок 103
5.3.Качество металла опытно-промышленных поковок после основной термической обработки 108
5.4. Выводыпоглаве5 115
Основные выводы по работе 117
Список литературы 120
Приложения 134
- Предварительная термическая обработка поковок из высокоуглеродистых валковых сталей
- Исследования с использованием стандартных методов
- Исследование влияния нагрева на рост зерна и определение температуры пережога стали
- Исследование влияния температуры аустенитизации и отжига на структуру и свойства стали
Введение к работе
Главным условием технического прогресса в металлургии является удовлетворение растущих потребностей рынка в качественной металлопродукции. Связанная с этим непрерывная интенсификация процессов прокатного производства создает все более напряженные условия эксплуатации валков.
Валки современных прокатных станов при разумном сочетании цены и качества должны обладать гарантированной стойкостью и обеспечивать высокую производительность стана, требуемое качество поверхности проката, а также соблюдение допусков на его размеры и форму. Затраты на валки составляют значительную часть расходов на прокатный передел. Эти затраты повышаются из-за вынужденных простоев стана при замене изношенного или разрушившегося инструмента.
Различные условия работы валков определяют разнообразие применяемых материалов и способов изготовления. Широкое применение в прокатном производстве находят стальные валки из высокоуглеродистых марок. К этой группе материалов принадлежит заэвтектоидная ледебуритная сталь типа 150ХНМ, известная как «адамит», содержащая около 1>5% С и суммарно до 3% Cr, Ni и Мо. По эксплуатационным характеристикам валки горячей прокатки из этой стали превосходят кованые валки из сталей с более низким содержанием углерода, а также чугунные валки [1].
Традиционно валки из стали типа 150ХНМ изготавливают методом центробежного литья [2]. При этом в силу выраженной химической и структурной неоднородности литой материал имеет повышенную хрупкость. С этой точки зрения кованый вариант является предпочтительным, поскольку в этом случае металл более изотропен [3]. Также кованый металл имеет значительно меньшее количество металлургических дефектов {усадочных несплошностей, пор, трещин и др.), вследствие чего он обладает более высоким сопротивлением термической усталости [4].
Несмотря на трудности изготовления поковок из высокоуглеродистых
сталей, в мировой практике существует тенденция освоения валковых сталей, содержащих до 2% углерода, в т.ч. стали 150ХНМ в кованом исполнении, что связано с более высоким качеством кованого инструмента по сравнению с литым [5, 6]. Однако промышленное производство крупных поковок (весом более 5 т) из стали 150ХНМ до 2000 г. не было освоено.
Таким образом, внедрение крупногабаритного кованого инструмента из стали 150ХНМ весьма актуально и является продолжением этой тенденции. Для реализации данной задачи в условиях ОАО «Ижорские заводы» (сейчас это ООО «ОМЗ- Спецсталь») потребовалась разработка технологии изготовления крупных поковок, включая технологию термической обработки, способной обеспечить высокое качество, надежность и долговечность валкового инструмента горячего деформирования. Разработка этой технологии в условиях России выполнялась впервые.
Целью работы являлась разработка технологии термической обработки крупных поковок из стали 150ХНМ, исследование влияния режимов термической обработки на структуру и механические свойства кованой стали 150ХНМ.
В соответствии с указанной целью в работе были поставлены следующие задачи:
- исследование структурных превращений при охлаждении кованой
стали 150ХНМ после нагрева до различных температур;
- оценка склонности кованой стали 150ХНМ к росту зерна при нагреве;
- исследование влияния параметров предварительной и основной
термической обработки на структуру и твердость кованой стали
І50ХНМ;
- изготовление и термическая обработка по разработанной технологии
опытно-промышленной партии валкового инструмента горячего
деформирования с оценкой его качества и служебных свойств;
- установление особенностей структуры и свойств металла
крупногабаритных опытно-промышленных поковок из стали 150ХНМ,
полученных в результате термической обработки по разработанной
технологии.
Научная новизна работы состоит в следующем:
1. Установлены закономерности структурных превращений,
происходящих в кованой стали 150ХНМ при нагреве и охлаждении в
диапазоне от 1000С до комнатной температуры. Определены критические
точки кованой стали 150ХНМ: Асін и AciK. Установлены диапазоны
скоростей охлаждения для различных механизмов превращения
переохлажденного ауетенита.
Исследованы закономерности роста аустенитного зерна кованой стали 150ХНМ при нагреве в диапазоне температур 700-1080С.
Установлена предельно допустимая температура нагрева стали 150ХНМ для технологических нагревов, исключающая ее пережог.
Исследовано влияние температурно-временных параметров термической обработки по режиму аустенитизации, нормализации, отжига и отпуска на структуру и свойства кованой стали 150ХНМ.
Разработаны типовые схемы предварительной и основной термической обработки поковок из заэвтектоидноЙ стали 150ХНМ.
Практическая значимость работы определяется следующим:
Разработана технология предварительной и основной термической
обработки крупных поковок из стали 150ХНМ применительно к
изготовлению инструмента горячего деформирования
тяжелой агруженных прокатных станов. Режим основной термической
обработки защищен патентом RU 2235137 С2, 12,09,2002г.
По результатам проведенных исследований разработаны технические
условия ТУ 4120-012-05764417-2000 «Поковки бандажей из стали
150ХНМ (опытная партия)».
Применение разработанных режимов термической обработки позволяет обеспечить необходимые структуру и свойства кованой стали 150ХНМ, способствующие увеличению эксплуатационной стойкости инструмента в среднем на 26% по сравнению с литыми валками.
Предварительная термическая обработка поковок из высокоуглеродистых валковых сталей
К предварительной термической обработке поковок из валковых сталей относят отжиг, улучшение, нормализацию с отпуском и др. Применение отжига после ковки обусловлено необходимостью перекристаллизации структуры, снижения твердости и уровня остаточных напряжений, предупреждения флокенообразования и обеспечения удовлетворительной технологичности металла при механической обработке, которая улучшается при переходе перлита из пластинчатого в зернистую форму 55, 56], Избыточный цементит заэвтектоидных сталей полностью переходит в раствор лишь за верхней критической точкой Асга, поэтому отжигу заэвтектоидных сталей на зернистый перлит должна предшествовать нормализация при температуре выше этой точки. Она особенно необходима при высоком содержании углерода и в перечисленных ниже случаях [57]; - когда горячая пластическая деформация закончена при очень высокой температуре, и цементит выделился в виде сетки; - в случае обжатия, недостаточного для устранения в слитке цементита, имеющего вид пластин; - когда горячая пластическая деформация закончена при низкой температуре, в результате чего образовались строчки цементита. На рис. 1.6 показан режим предварительной термической обработки бандажей составных валков, изготовленных из стали 9Х и 9ХФ [58] состоящий из нормализации при температуре 950 960С и сфероидизирующего отжига при температуре 700-710С УкрНИИМет исследованы структурные изменения, происходящие в эвтектоидной стали в процессе термической обработки по режиму циклического сфероидизирующего отжига вблизи температуры Асі [59]. В течение отжига происходит постепенная трансформация пластинчатого перлита в зернистый, деление сплошной цементитной сетки на фрагменты, а также сфероидизэдия избыточного цементита совместно с карбидами перлита. На первых этапах циклического сфероидизирующего отжига происходит дробление колоний перлита, при этом пластины цементита становятся настолько короткими, что их длина соизмерима с шириной. Кроме того, в структуре появляются отдельные частички цементита, имеющие форму, близкую к сферической.
В процессе отжига стали происходит также деление цементитной сетки на фрагменты и их сфероидизация. При этом на первом этапе отжига вокруг цементитной сетки создаются напряжения, обусловленные различными коэффициентами линейного расширения и различными удельными объемами фаз «перлит» и «избыточный цементит». Это приводит к тому, что в начале отжига в некоторых местах происходит деформация цементитной сетки, вследствие чего на ней образуются зубцы. В процессе от- жига происходит разрыв зубцов цементитной сетки, деление ее на небольшие участки и их сфероидизация. На отдельных этапах циклического сфероидизирующего отжига при нагреве металла выше Асі наблюдается частичное превращение перлита в аустенит, а в процессе охлаждения - образование перлитных колоний повышенной дисперсности по сравнению с исходным состоянием. Происходит также дальнейшее разделение цсментитных пластин на небольшие участки и трансформация их в равноосные глобули. На последнем этапе отжига карбиды перлита и избыточные карбиды полностью сфероидизируются, вследствие чего образуется структура зерни-стого перлита, в котором все глобули однородны и равномерно распределены в матрице. Трансформация пластинчатого перлита в зернистый после циклического сфероидизирующего отжига приводит к изменению количественного содержания легирующих элементов в карбидах перлита. Авторами [59] установлено, что в карбидах зернистого перлита, образующегося после циклического сфероидизирующего отжига, содержится больше легирующих элементов, чем в карбидах пластинчатого перлита. Повышенное содержание легирующих элементов в карбидах зернистого перлита, по сравнению с пластинчатым, связано с тем, что в процессе циклического сфероидизирующего отжига происходит ни только трансформация карбидных частиц, но и перераспределение легирующих элементов - хрома и молибдена - в сторону увеличения их содержания в карбидной фазе и уменьшения в матрице.
Исследования с использованием стандартных методов
При выборе рационального режима термической обработки, обеспечивающей требуемый уровень свойств материала, необходимо иметь сведения о кинетике превращения переохлажденного аустенита. Метод дилатометрического анализа позволяет определить критические точки превращения в стали при нагреве и построить термокинетическую диаграмму распада переохлажденного аустенита (ТКД). Принципы построения диаграммы описаны в [83].
Дилатометрический анализ выполнялся с помощью дилатометра LK-02 на образцах диаметром 2 мм длиной 12 мм, О развитии превращения свидетельствовало изменение длины образца.
Для определения критических температур превращения а— у образец помещался в печь, где нагревался со скоростью 3,0С/мин. При этом фиксировались температуры, при которых превращение началось и завершилось. Первой критической температурой, которую можно определить при нагреве является температура начала а— у превращения Асш. Второй критической температурой, которую возможно определить дилатометрическим методомдля заэвтектоидной стали, является температура завершения а -у превращения Ас]К. При этой температуре в структуре наряду с аусгенитом имеется избыточный цементит, который только начинает растворяться. В случае дальнейшего повышения температуры будет происходить растворение избыточного цементита, однако объемный эффект этого процесса невелик, поэтому дилатометрическим методом нельзя определить температуру полной аусте-нитизации Для построения ТКД образцы нагревались со скоростью 1,0С/с до температуры 910С и 1000С и охлаждались до комнатной температуры с различной скоростью от 0,04 до 30,0С/с. При этом фиксировались температуры начала и окончания лревращения аустенита. При каждой скорости охлаждения испытывались не менее трех образцов, данные усреднялись. По окончании охлаждения с помощью микроструктурного анализа и замера микротвердости структурных составляющих металла образцов был определен характер образовавшихся продуктов превращения-Результаты изучения закономерностей распада переохлажденного аустенита в процессе непрерывного охлаждения были сведены в диаграмму, построенную в координатах «темперагура превращения в С - время в сек». Время приведено в логарифмической системе координат.Высокотемпературная металлография Одним из способов изучения структурных изменений при нагреве и охлаждении материала является метод высокотемпературной металлографии [84]. Его преимушество состоит в том, что можно осуществлять прямое наблюдение процессов фазовых превращений, роста зерна, рекристаллизации и др. Задача данного исследования кованой стали 150ХНМ методом высокотемпературной металлографии заключалась в исследовании влияния температуры нагрева на изменение зеренной структуры стали.
Исследование выполнялось с помощью установки «НМ-4» на образцах диаметром 12 мм и высотой 10 мм, у которых на одной из торцевых поверх ностей был изготовлен отполированный микрошлиф.
Образцы нагревались в вакуумной камере при остаточном давлении 10" Па со скоростью 6-8С/мин. В результате вакуумного травления на полированной поверхности проявлялся характерный рельеф, отображающий структуру стали при данной температуре и ее изменение в процессе выдержки или дальнейшего нагрева.
Микроструктура образцов изучалась визуально с помощью высокотемпературного микроскопа при увеличении х400 и фиксировалась на фотопленку при увеличении х200.Измерение остаточных напряжений
В процессе выполнения таких технологических операций как ковка, механическая обработка или термическая обработка с ускоренным охлаждением в металле заготовки возникают напряжения. Для релаксации напряжений заготовку подвергают отпуску, однако, даже после этого остаточные напряжения могут достигать значительных величин и вызывать разрушение инструмента, в том числе сразу после начала эксплуатации [5].
Для инструмента горячего деформирования эта проблема является весьма актуальной. Учитывая жесткие условия работы валков прокатного стана, наличие значительных остаточных напряжений в металле может негативно влиять на эксплуатационную надежность инструмента. В связи с этим, возникает необходимость определения уровня остаточных напряжений в металле опытно-промышленной поковки после выполнения основной термической обработки по разработанному режиму.
Для измерения остаточных напряжений от торца поковки типа «кольцо» были отрезаны три пробных кольца шириной 100 мм и высотой 30 мм. Пробные кольца вырезались из трех зон - вблизи наружной поверхности, в середине сечения и вблизи внутренней поверхности. После этого из каждого кольца были вырезаны пробы длиной 200 мм.
Исследование влияния нагрева на рост зерна и определение температуры пережога стали
Исследование влияния температуры аустенитизации и отжига на структуру и свойства стали Опытная ПТО кованой стали 150ХНМ выполнялась по режиму, схема которого приведена на рис. 4.2. Нагрев проб от комнатной температуры до 650С осуществлялся со скоростью не более 30С/ч. Дальнейший нагрен до температуры аустенитизации выполнялся со скоростью не более 50С/ч. Температура аустенитизации варьировалась в диапазоне от 1020 до 1060С, время выдержки при этой температуре составило 2 ч. По окончании выдержки пробы охлаждались до температуры 650-700С на воздухе. При этом выполнялась теплоизоляция проб асбестом для моделирования условий охлаждения крупногабаритной поковки на воздухе. Далее пробы охлаждались с печью до температуры 250-300С и выдерживались при этой температуре 6 ч. Затем со скоростью не выше 30С/ч пробы нагревались до температуры отжига, которая варьировалась в диапазоне от 690С (ниже Асін) до 740С (выше Асін). Время выдержки при отжиге составляло 15,5 ч. По завершении выдержки пробы подвергались комбинированному охлаждению: 3 ч в печи, затем до 400С со скоростью не выше 30С/ч, далее до 100С со скоростью не выше 15С/ч, и в конце - на воздухе до комнатной температуры. Таким образом, режим №1 ПТО отличался самыми низкими температурами аустенитизации и отжига, а режим №3 - самыми высокими температурами аустенитизации и отжига (табл. 4.1). После выполнения термической обработки на каждой пробе была определена твердость методом Бринелля и исследована микроструктура металла с оценкой величины зерна, балла карбидной сетки, балла карбидной неоднородности, балла дисперсности перлита.
Для сравнения были выполнены аналогичные исследования микроструктуры и определениетвердости металла в исходном состоянии. Результаты исследований металла до и после опытной ПТО приведены в табл. 4.1 и 4.2. Таблица 4.2. - Характеристики микроструктуры стали 150ХНМ после опытной ПТО, Исходная микроструктура металла проб (рис, 43а) состояла из пластинчатого перлита и избыточного цементита. Кроме того, микроструктура характеризовалась крупным зерном номера G сплошной карбидной сеткой 6 балла и наличием в структуре крупных частиц вторичного цементита в виде пластин. Твердость металла в исходном состоянии составляла 305НВ, Опытная ПТО по режиму №1 с наиболее низкими температурами аустенитизации и отжига - соответственно 1020С и 690С - способствовала незначительному снижению твердости до 300 НВ.
Влияние ПТО по режиму JNM на микроструктуру заключалось в измельчении зерна с номера G дойц, повышении дисперсности перлита от 5 до 3 балла и в ликвидации крупных пластин вторичного цементита (рис. 4.36). При этом эффект от сфероидизирующего отжига оказался недостаточным, поскольку доля пластинчатого перлита в структуре преобладала над долей зернистого. Кроме того, не удалось эффективно раздробить карбидную сетку и осуществить коагуляцию избыточного цементита, в результате чего сетка осталась грубой - 6 балла. На получение сплошной карбидной сетки, вероятно, повлияла как Структура н свойства металла опытно-промышленныхпоковок после предварительной термической обработки. Влияние параметров режима предварительнойтермической обработки на структуру и твердосіь Предварительная термическая обработка опытно-промышленных поковок массой 5,0-8,0 т выполнялась в камерных печах по разработанной технологии, схема которой показана на рис., а также по опытному режиму, отличающемуся более низкой температурой охлаждения (подстуживания) поковки на воздухе и более низкой температурой отжига (рис. 5.3). Время выдержки при температуре аустенитизации и отжига назначалось в соответствии с технологической инструкцией, исходя из расчетного сечения поковки, типа садки и места расположения поковки в печи (см. рис. 4.1 и Приложение 1). Охлаждение промышленных поковок после отжига выполнялось, по следующему режиму: 1 ч с печью, далее со скоростью не более 15С/ч до температуры 150С. В результате НТО опытно-промышленных поковок по разработанной технологии твердость металла составила 222-265 НВ, что удовлетворяло ограничению не выше 269НВ (рис. 5,4) и обеспечило удовлетворительную технологичность металла поковок при механической обработке.Рисунок 5.4. Твердость металла опытно-промышленных поковок из стали 150ХНМ после ПТО по разработанной технологии. Установлено, что полученная твердость определяется не только режимом термической обработки, но и содержанием углерода в металле - его повышение в пределах заданного состава ведет к незначительному увеличению твердости. Поэтому, для обеспечения необходимой твердости металла поковок, имеющего предельно-допустимое содержание углерода -1,60%, можно увеличить температуру отжига при ПТО до 750С После ПТО одной поковки по опытному режиму металл имел твердость 305 НВ и показал низкую технологичность при механической обработке В состоянии после ПТО по разработанной технологии и опытному режиму было выполнено исследование микроструктуры металла в рабочем слое на глубине до 50 мм от поверхности, а также определена твердость металла поковок (табл. 5.3), Для исследования микроструктуры от подприбылъного торца поковок отрезалось пробное кольцо. Таблица 5.3. - Твердость и характеристики микроструктуры металла опытно-промышленных поковок из стали 150ХНМ после ПТО.
Исследование влияния температуры аустенитизации и отжига на структуру и свойства стали
Опытная ПТО кованой стали 150ХНМ выполнялась по режиму, схема которого приведена на рис. 4.2. Нагрев проб от комнатной температуры до 650С осуществлялся со скоростью не более 30С/ч. Дальнейший нагрен до температуры аустенитизации выполнялся со скоростью не более 50С/ч. Температура аустенитизации варьировалась в диапазоне от 1020 до 1060С, время выдержки при этой температуре составило 2 ч. По окончании выдержки пробы охлаждались до температуры 650-700С на воздухе. При этом выполнялась теплоизоляция проб асбестом для моделирования условий охлаждения крупногабаритной поковки на воздухе. Далее пробы охлаждались с печью до температуры 250-300С и выдерживались при этой температуре 6 ч. Затем со скоростью не выше 30С/ч пробы нагревались до температуры отжига, которая варьировалась в диапазоне от 690С (ниже Асін) до 740С (выше Асін). Время выдержки при отжиге составляло 15,5 ч. По завершении выдержки пробы подвергались комбинированному охлаждению: 3 ч в печи, затем до 400С со скоростью не выше 30С/ч, далее до 100С со скоростью не выше 15С/ч, и в конце - на воздухе до комнатной температуры. Таким образом, режим №1 ПТО отличался самыми низкими температурами аустенитизации и отжига, а режим №3 - самыми высокими температурами аустенитизации и отжига (табл. 4.1).
После выполнения термической обработки на каждой пробе была определена твердость методом Бринелля и исследована микроструктура металла с оценкой величины зерна, балла карбидной сетки, балла карбидной неоднородности, балла дисперсности перлита. Для сравнения были выполнены аналогичные исследования микроструктуры и определение твердости металла в исходном состоянии. Результаты исследований металла до и после опытной ПТО приведены в табл. 4.1 и 4.2.
Исходная микроструктура металла проб (рис, 43а) состояла из пластинчатого перлита и избыточного цементита. Кроме того, микроструктура характеризовалась крупным зерном номера G сплошной карбидной сеткой 6 балла и наличием в структуре крупных частиц вторичного цементита в виде пластин. Твердость металла в исходном состоянии составляла 305НВ,
Опытная ПТО по режиму №1 с наиболее низкими температурами аустенитизации и отжига - соответственно 1020С и 690С - способствовала незначительному снижению твердости до 300 НВ. Влияние ПТО по режиму JNM на микроструктуру заключалось в измельчении зерна с номера G дойц, повышении дисперсности перлита от 5 до 3 балла и в ликвидации крупных пластин вторичного цементита (рис. 4.36). При этом эффект от сфероидизирующего отжига оказался недостаточным, поскольку доля пластинчатого перлита в структуре преобладала над долей зернистого. Кроме того, не удалось эффективно раздробить карбидную сетку и осуществить коагуляцию избыточного цементита, в результате чего сетка осталась грубой - 6 балла. На получение сплошной карбидной сетки, вероятно, повлияла как недостаточно высокая температура аустенитизации, так и низкая температура отжига.
В результате ПТО по режиму №2 с температурой аустенитизации 1040С и температурой отжига 720С была получена более низкая твердость металла - 290 НВ. При этом микроструктура была мелкодисперсная и мелкозернистая, однако характеризовалась разнозернистостью от номера G$ до Gn- Карбидная сетка стала более разорванной по сравнению с режимом №1, но оставалась сплошной и соответствовала 5 баллу. В структуре, наряду с зернистым перлитом, присутствовал пластинчатый перлит, что свидетельствовало о недостаточной сфероидизации не только избыточного цементита, но и цементитной составляющей перлита.
Опытная ПТО по режиму №3 с наиболее высокими температурами аустенитизации и отжига - соответственно 106СРС и 740С - позволила получить наименьшую твердость 266 НВ, а также структуру зернистого перлита с мелкими частицами глобулярного цементита в теле зерен и раздробленной сеткой избыточного цементита 4 балла по границам зерен (рис.4.Зв). Пластинчатый перлит в структуре отсутствовал,
К особенностям микроструктуры после опытной ПТО по режиму №3 следует отнести наличие самого крупного зерна номера Ge, G9 , что обусловило получение менее дисперсного перлита 4 балла. Однако такая микроструктура является допустимой.
Следует отметить, что в исходном состоянии количество первичного (эвтектического) цементита в структуре было небольшим, и карбидная неоднородность соответствовала 2 баллу. После всех опробованных режимов структура стала более однородной, поскольку карбидная неоднородность соответствовала 1 баллу.
Таким образом, микроструктура, полученная в результате опытной ПТО по каждому из режимов, выгодно отличалась от исходной структуры металла проб большей степенью однородности, мелким зерном, дисперсной перлитной структурой и более раздробленной сеткой цементита (кроме режима fel). При этом во всех еду!шх твердость металла ероб стала ішже? чем в ИСХОДНОМ состошшн, [1то также свидетельствует о положительном эффекте опытной ПТО.
