Содержание к диссертации
Введение
1. Литературный обзор
1.1. Теоретическое изучение электромагнитно- акустического преобразования в ферромагнитных металлах
1.2. Экспериментальное изучение электромагнитно- акустического преобразования в ферромагнитных металлах
1.3. Влияние микронапряжений на параметры резонансного электромагнитно-акустического преобразования
1.4. Постановка задачи 26
2. Материалы и методы исследования
2.1. Материалы и образцы исследования 28
2.2. Методика измерений
2.2.1. Измерение параметров электромагнитно- акустического преобразования в сталях.
2.2.2. Измерение параметров электромагнитно- акустического преобразования в монокристаллах трансформаторной стали.
2.2.3. Рентгенографические исследования 35
2.2.4. Измерение магнитострикции и изучение доменной 39
структуры.
2.2.5. Измерение магнитных характеристик 41
2.2.6. Измерение удельного электросопротивления 42
2.2.7. Определение тензорных констант из резонансных 42
измерений
3. Зависимость параметров электромагнитно- акустического преобразования от кристаллографической анизотропии ферромагнетиков
3.1. Влияние доменной структуры и магнитострикции на параметры электромагнитно-акустического преобразования в монокристаллах Fe-3%Si
3.2. Расчет упругих модулей монокристаллов Fe-3%Si по параметрам резонансного электромагнитно акустического преобразования
3.3. Заключение 67
4. Влияние микронапряжений на параметры резонансного электромагнитно-акустического преобразования в термически обработанных сталях
4.1. Влияние величины микронапряжений в высокоуглеродистых сталях на параметры электромагнитно-акустического преобразования
4.2. Влияние термической обработки высоколегированной стали Р6М5 на параметры электромагнитно-акустического преобразования
4.3. Влияние режимов термической обработки на параметры резонансного электромагнитно-акустического
преобразования в высокопрочной коррозионной стали 13Х15Н4АМЗШ
4.4. Электромагнитно-акустическое преобразование в 91
углеродистой стали с исходной структурой
тонкопластинчатого перлита
4.5. Заключение 98
5. Влияние холодной пластической деформации на параметры электромагнитно-акустического преобразования
5.1. Оценка микронапряжений с помощью электромагнитно-акустического преобразования в углеродистых холоднодеформированных патентированных сталях .
5.2. Заключение
Выводы 111
Список использованных источников
- Влияние микронапряжений на параметры резонансного электромагнитно-акустического преобразования
- Расчет упругих модулей монокристаллов Fe-3%Si по параметрам резонансного электромагнитно акустического преобразования
- Влияние термической обработки высоколегированной стали Р6М5 на параметры электромагнитно-акустического преобразования
- Оценка микронапряжений с помощью электромагнитно-акустического преобразования в углеродистых холоднодеформированных патентированных сталях
Влияние микронапряжений на параметры резонансного электромагнитно-акустического преобразования
Первые экспериментальные сведения о электромагнитно-акустическом преобразовании в металлах содержатся в [35—37]. По существу, эти работы являются также первой попыткой применения ЭМА метода для контроля физико-механических свойств металлов. В частности, в [37] предлагается использовать ЭМА метод для определения модулей упругости, в [35] добротности, а в [36] связанную с добротностью величину зерна.
Позже появились другие работы, посвященные целенаправленному использованию ЭМА преобразования для решения задач неразрушающего контроля [38—43].
Начиная с середины шестидесятых годов интерес к изучению ЭМА преобразования значительно возрос, и появилось большое количество публикаций, посвященных как проверке основных положений теории, так и практическим приложениям метода. Как отмечается в [13], основными моментами для проверки стали четыре положения: зависимость преобразования от характеристик среды и частоты тока в излучателе; зависимость амплитуд акустического поля при возбуждении звука и электромагнитного поля обратного преобразования от зазора между поверхностью металла и преобразователем; связь между параметрами всей задачи ЭМА преобразования и направленностью акустического излучения; потенциальные возможности повышения эффективности ЭМА преобразования.
К практическим приложениям ЭМА метода прежде всего относится разработка различных методов и способов неразрушающего контроля и устройств для их реализации в промышленных условиях. В частности, рассмотрены перспективы метода по выявлению различного рода дефектов в металлических изделиях, по определению упругих свойств металлов (модулей упругости и степени затухания УЗ колебаний в материале); исследовались магнитоакустические эффекты и возможности определения упругой анизотропии металлов, и т.д. Более подробное обсуждение результатов этих исследований можно найти в обзорах [13, 44—47].
К первым экспериментальным работам, где отмечается проявление магнитострикционного эффекта при возбуждении и регистрации ультразвука в характерном для ЭМА метода частотном диапазоне, следует отнести [48]. В этой работе использованы индуктивные преобразователи проходного и накладного типов для возбуждения и приема упругих волн в цилиндрах и пластинках. Здесь введено понятие характеристической кривой магнитострикции, по сути дела являющейся зависимостью сигнала двойного ЭМА преобразования от напряженности поляризующего поля. Несомненным достоинством этой работы является то, что автор одним из первых предложил использовать параметры подобных зависимостей для контроля физико-механических свойств ферромагнитных металлов. В частности, для контроля качества термической обработки и химического состава различных сталей. Результаты этой работы нашли отражение в различных способах неразрушающего контроля, предложенных автором [49]. Большинство экспериментальных работ, появившихся позже и посвященных ЭМА преобразованию в ферромагнитных металлах, выполнено в тот период, когда теория явления давала очень приближенное понимание особенностей преобразования. Отсюда отсутствие в ряде случаев целенаправленного подхода к экспериментальному изучению этих особенностей и к их использованию в практике неразрушающего контроля ферромагнитных материалов.
Ряд попыток применения отдельных экспериментальных ЭМА методик, предназначенных для работы с неферромагнитными металлами при изучении ЭМА эффекта в ферромагнетиках, не привел к заметной разнице в характере преобразования для этих двух случаев. Прежде всего, это импульсные эхо-методики, использующие плоские катушки сплошной намотки соленоидального и спирального типа.
Например, в [50] исследовано двойное ЭМА преобразование радиально-симметричных сдвиговых волн в алюминии и стали 30 (катушка спирального типа, нормальное поляризующее поле). Для обоих материалов получена линейная зависимость сигнала двойного ЭМА преобразования от квадрата магнитной индукции, характерная для случая вихретокового механизма преобразования. В этой работе и подобных других работах предлагается использовать ЭМА метод контроля ферромагнитных материалах в рамках тех же задач, что и в случае неферромагнетиков.
Механизмы электромагнитного возбуждения сдвиговых волн с помощью спиральной катушки в нормальном поляризующем поле для переходных 3-d металлов исследованы в [51]. С помощью пьезодатчика измерены зависимости амплитуды возбуждаемых ЭМА способом сдвиговых волн от напряженности поляризующего поля. Из анализа этих зависимостей сделан вывод, что в Fe, Со, также как и в А1, сдвиговые волны возбуждаются за счет сил Лоренца. В случае поли- и монокристаллического никеля получена нелинейная зависимость сигнала от поляризующего поля с максимумом в области 5 кЭ. Авторы считают, что в этом материале преобладают силы, обусловленные линейной магнитострикцией. На магнитострикционный характер ЭМА преобразования сдвиговых волн, возбуждаемых и регистрируемых спиральными катушками в монокристаллическом никеле (нормальное поле) указывается и в [52].
Интерес представляет [53], где обнаружена возможность использования магнитострикционных свойств феррита, содержащегося в окалине (образующейся при термообработке сталей) для возбуждения и приема радиально-поляризованных сдвиговых волн значительной амплитуды. После удаления окалины экстремум в полевой зависимости ЭМА сигнала, характерный для магнитострикционного механизма, исчезал, и ЭМА сигнал при намагничивании изменялся также, как и в случае неферромагнетиков.
Возбуждение интенсивных сдвиговых волн спиральной катушкой в совокупности с радиально-симметричным поляризующим полем (такая система в случае неферромагнетиках используется для возбуждения продольных волн) в железе и сталях отмечается в [54]. Авторы считают это проявлением магнитострикционного эффекта, хотя подробное изучение характера изменения амплитуды этих волн при намагничивании ими не проведено.
Основные экспериментальные сведения по возбуждению и приему объемных волн накладными преобразователями в ферромагнетиках содержатся практически только в отмеченных выше работах. Но они не указывают на возможность использования эхо-импульсных методик и объемных волн для исследования магнитоупругих свойств ферромагнитных сталей (что имело бы большое практическое значение). Магнитострикционный характер преобразования отмечается лишь для случая никеля и феррита.
Причина слабого проявления магнитных и магнитострикционных свойств ферромагнитных сталей и железа при ЭМА преобразовании в отмеченных случаях, скорее всего заключается в том, что в этих случаях как правило использованы нормальное намагничивание и преобразователи, предназначенные для ввода основной части упругой энергии по нормали к границе ферромагнитного полупространства. В подобной ситуации вклады магнитного и магнитострикционного механизмов в ЭМА преобразование незначительны. Там же будет показано, что особенности ЭМА преобразования в ферромагнетиках (при относительно малых частотах и магнитострикционных постоянных, как у железа) проявляются лишь в случае распространения упругих волн под углом к границе раздела сред. Частными случаями этой ситуации являются волны Рэлея и Лэмба.
Проявление магнитострикционного механизма преобразования в тангенциальном поляризующем поле при возбуждении и регистрации волн Лэмба в ферромагнитных пластинах отмечается в [55, 56], хотя в [56] подобное утверждение носит лишь предположительный характер. В [20] исследовано влияние толщины пластин на зависимости ЭМА сигнала от величины магнитной индукции в воздухе.
Расчет упругих модулей монокристаллов Fe-3%Si по параметрам резонансного электромагнитно акустического преобразования
Линии на рентгенограммах образцов сталей У8 и ШХ15 были сильно размыты — спектральный дублет Kai-Ka2 лишь незначительно разделялся только у рефлекса (211) а-фазы (угол дифракции более 78) и только у образцов, закалённых с 700 С, а также отпущенных при температуре выше 550 С. Это свидетельствует о значительной величине микронапряжений и/или малом размере областей когерентного рассеяния рентгеновских лучей.
Когда «-фаза находится в виде мартенсита, рентгеновский рефлекс (211) от нее расщеплен на две составляющие с соотношением интенсивностей 1:2, а с учетом спектрального дублета — на четыре. Причем, как уже отмечалось, из-за большой ширины они не разделялись. Поэтому для выделения линии (211) из дублета тетрагональности использовали следующую процедуру. Сначала, после введения поправки на угловой фактор интенсивности, определяли угол дифракции, соответствующий положению центра тяжести результирующего рефлекса. По значению этого угла вычисляли величину среднего параметра кристаллической решетки аср. По величине аср определяли содержание углерода в мартенсите, а затем — параметры решетки мартенсита а и с. При этом использовались формулы [85]:
Здесь do - параметр решетки чистого «-железа, гир- процентное содержание соответственно хрома и углерода. В расчетах предполагали, что хром распределен по всем фазам равномерно. По полученным значениям а и с вычисляли углы дифракции составляющих дублета тетрагональности (112) и (211) и соответствующее междублетное расстояние. Используя тот факт, что соотношение интенсивностей компонентов дублета тетрагональности такое же, как у спектрального дублета, а расположение — обратное (в меньших углах расположена менее интенсивная составляющая дублета тетрагонапьности), с помощью метода Речингера выделяли /-составляющую спектрального дублета, которую и использовали при определении микроискажений решетки є и характерного размера областей когерентного рассеяния D. Расчетное содержание углерода в сс-фазе образцов, закаленных от (700—750)С, а также отпущенных при Тотп 300С, составляло около 0,02 %, то есть в них а-фаза находилась в виде феррита. Для этих образцов производили разделение только спектрального дублета [84].
Рентгенографические исследования углеродистой стали У9 проводили на дифрактометре ДРОН-0,5 с использованием излучения е-Ка. Определяли среднюю интегральную ширину В линии {110}а. Внутренние микронапряжения также, как и для сталей У8 и ШХ15, из линии оценивали по уширению Ка! составляющей спектрального дублета, {110}ф методом Речингера [84, 86].
Полное физическое уширение выделяли по формуле р = \Ь -Ь т , где b — измеренная ширина линии; Ьэт — ширина соответствующей линии у эталона [87]. За стандартный был принят образец, который после распада /-фазы при 500 С был отожжен в течении 10 часов при температуре 650 С. р в первом приближении складывается аддитивно из двух компонент: 0 = J3j + /?/ [88], где Pi =—— п л —- угловое уширение, зависящее от толщины ферритной zcosBA, Ф пластины в направлении нормали к отражающей плоскости; р2 = -JbrgO І(є \ — компонента уширения дифракционных линий, определяемая полями упругих искажений [89]. 2.2.4. Измерение магнитострикции и изучение доменной структуры
Кривые продольной магнитострикции для полосок кремнистого железа измеряли вдоль длинной оси образцов механооптическим методом [90]. п Величину магнитострикции определяли по формуле Я = —а, где R — радиус оси вращения зеркальца, а — отклонение светового зайчика по шкале (мм), L — расстояние от зеркальца до шкалы, / — длина образца. Погрешность измерения составляла не более 4 %.
Для диска значения продольной Хц и поперечной Х± магнитострикции измеряли тензометрическим методом при разных углах поворота а оси легкого намагничивания диска относительно намагничивающего поля. Принципиальная схема установки представлена на рис.2.3. При измерении магнитострикции тензодатчики наклеивали с обеих сторон образца г и г і и г2; г2, чтобы избежать влияния изгибающей составляющей магнитострикции. Угол поворота оси легкого намагничивания диска относительно намагничивающего поля, как и при измерении параметров ЭМА преобразования, изменяли от оси кристаллографического направления [001] до оси [ПО] с шагом 10. Тензодатчики каждый раз переклеивали для измерения продольной и поперечной магнитострикции так, чтобы одна пара из них (г/, ri ) находилась вдоль поляризующего поля (с разных сторон образца), а другая (г2, г2 ) была перпендикулярна ей (рис.2.2 б).
Влияние термической обработки высоколегированной стали Р6М5 на параметры электромагнитно-акустического преобразования
Изменение вида доменной структуры (а) монокристалла кремнистого железа при синусоидальном изменении амплитуды индукции Вт образца для фаз ф, равных 0, 90, 180 и 270 (б) с амплитудой 1,7 Тл. Магнитное поле ориентировано вдоль оси легкого намагничивания [001] (угол а = 0). составляют почти 50 % площади его поверхности). Эта структура дополнительных областей, распределенных внутри основных полосовых доменов, обеспечивает компенсацию магнитных полей рассеяния над поверхностью образца и переносит магнитный поток к противоположной стороне монокристального диска, создавая в нем основной источник магнитострикционных деформаций при намагничивании [106]. В области высоких индукций и происходит перестройка краевых 90-ных доменов замыкающей структуры кристалла с активным движением 90-ных доменных границ вблизи торцевых краев образца. Значительная величина продольной магнитострикции, измеренной вдоль проекции оси [001] на плоскость диска, связана с перестройкой большого объема замыкающих областей и магнитострикционной деформацией образца при его намагничивании.
При повороте диска магнитострикция имеет схожий ход зависимости до угла а = 20. При а = 20 Яц имеет максимум, а Я± — минимум, что связано с тем, что при В 1,85 Тл заканчивается поворот векторов намагниченности к кристаллографическому направлению [001] и начинается их необратимое смещение в направлении внешнего магнитного поля. При а = 30 Яц остается практически равной нулю вплоть до индукций 1,3 Тл, а затем стремиться к некоторому максимуму и несколько снижается. В это время Я± вплоть до больших индукций имеет положительные значения и лишь при 1,63 Тл переходит в отрицательную область. Для а = 40 продольная магнитострикция имеет положительные значения лишь при небольших полях, и уже при В 0,5 Тл переходит в отрицательную область и приходит к насыщению. Я± постепенно возрастает до индукций 1,5 Тл, затем интенсивность роста резко увеличивается.
При углах «равных 50 и 55 зависимость магнитострикции от индукции имеет схожий характер: Яц остается практически равной нулю вплоть до В 1,3 Тл, затем начинает уменьшаться, а Я± - возрастать. Это связано с тем, что при углах а 55 процесс намагничивания в монокристаллах Fe-3%Si уже в малых полях происходит за счет вытеснения [108] исходной 180-ной доменной структуры типа А фронтом 90-ных краевых замыкающих доменов (рис. 3.4 б-д, индукция 1,7 Тл). Распространяющийся по образцу новый комплекс С-доменов [100, 109] (рис. 3.5) состоит из внутриобъемных 90-ных магнитных фаз, намагниченность которых ориентирована по направлениям [0Ї0] и [100], составляя с поверхностью диска углы 45. Их магнитный поток в приповерхностных слоях образца замыкается с помощью призматических областей, намагниченных по оси [001] легчайшего намагничивания.
Вблизи состояния магнитного насыщения эта структура, состоящая в основном из 90-ных доменов, занявшая весь объем образца, постепенно измельчается при дальнейшем увеличении Не и индукции. Образуется множество узких ферромагнитных областей, полосы которых ориентированы приблизительно по направлению [111] кристалла. Это дробление доменной структуры приводит к увеличению объема доменов поперечной намагниченности.
При больших углах поворота, вплоть до а = 90, т.е. до кристаллографической оси [110] Я\\ возрастает до индукций 1,4—1,5 Тл, имеет максимум, а затем уменьшается, Я± же уменьшается до В 1,6 Тл. При а = 70 и а = 80 величина поперечной магнитострикции несколько увеличивается за счет роста проекции намагниченностей 90-ных магнитных доменов на направление поля.
Перестройка доменной структуры типа А в 90-ную доменную структуру происходит и при ориентации намагничивающего поля, близкой к поперечной (угол а 90). При этом внутри образца распространяется структура Бі-доменов (рис. 3.6), каждая смежная пара которых намагничена поочередно вдоль поперечных направлений легкого намагничивания [100] и [010], создающих в образце вдоль направления [ПО] результирующую намагниченность, совпадающую с направлением поля [ПО].
Оценка микронапряжений с помощью электромагнитно-акустического преобразования в углеродистых холоднодеформированных патентированных сталях
В интервале температур отпуска 350 — 550 С снижение величин Нс, В,., Р, Нопт и рост V определяется уменьшением микронапряжений (как видно из рис. 4.12, полуширина линии (211) «-фазы при этих температурах отпуска значительно уменьшается) и распадом остаточного аустенита, что подтверждается слабым ростом намагниченности насыщения (см. рис.4.10). Однако, при Тотп 400 С происходит уменьшение величин U и Q (см рис.4.13), которые должны возрастать при снижении микронапряжений [131] и уменьшении концентрации немагнитной фазы — аустенита. Возможно, уменьшение этих величин обусловлено выделением из мартенсита мелкодисперсного карбонитрида хрома М2Х [129], что обеспечивает повышение прочностных характеристик в диапазоне Тотп = 350—500 С (см рис.4.11). По-видимому, выделение карбонитрида типа М2Х вызывает некоторое увеличение значений Нс и Вг при Тотп = 550 С за счет возрастания когерентных напряжений. Выделение карбонитрида сопровождается уменьшением величины параметра решетки аустенита, в то время как значение среднего параметра решетки мартенсита практически не изменяется (см. рис.4.12), то есть при образовании этого карбонитрида состав мартенсита изменяется мало, а аустенит обедняется легирующими элементами, что уменьшает его стабильность.
Принимая во внимание ход кривой Ms(Tom„), представленной на рис. 4.10 можно утверждать, что на распад мартенсита при Тотп 600 С накладывается обратное а - -превращение. Как видно из рис. (кривая Ms(Tom„)), в образцах, отпущенных при 650 С, содержание аустенита примерно такое же, как и в закаленном состоянии. По рентгеновским данным при повышении Тотп с 600 до 650 С количество аустенита возрастает с 6 до 17 % (см. рис. 4.12), что соответственно сопровождается увеличением коэрцитивной силы, остаточной индукции и сильным уменьшением амплитуды сигнала ЭМА преобразования. В образцах, отпущенных при 700 С, аустенита содержится не более 2 %, вследствие чего амплитуда ЭМА сигнала увеличивается (см. рис. 4.13). Возрастание Нс при Топт 600 С, по-видимому, связано с образованием вследствие распада аустенита более богатого углеродом мартенсита. При этом несколько возрастают микронапряжения, средний параметр решетки а-фазы, твердость, величины т0,2 и (см. рис.4.И).
Из рис. 4.10 видно, что исследованные магнитные характеристики, удельное сопротивление, а также твердость (рис. 4.11) стали 13Х15Н4АМЗШ неоднозначно зависят от Тотп и, следовательно, не могут быть использованы для однопараметрового контроля качества во всем интервале температур отпуска. Этот контроль в практически значимом диапазоне температур отпуска (до Тотп = 300 С) можно осуществлять на основе измерения двух параметров, например, коэрцитивной силы и намагниченности насыщения: если для контролируемого изделия величина Нс 44 А/см, a Ms 9200 А/см, то температура отпуска не превышала 300 С. Но при таком контроле не отбраковываются закаленные изделия, не прошедшие отпуск.
Параметры ЭМА преобразования тоже неоднозначно изменяются с температурой отпуска (рис. 4.13). Однако следует отметить, что область монотонного возрастания амплитуды и добротности ЭМА сигнала простирается до 400 С, причем при увеличении Топт до 300 С значение U увеличивается примерно на 100 %, a Q — примерно на 70 %. Таким образом, по величинам U и Q можно отбраковывать имеющие низкую коррозийную стойкость изделия, отпущенные при температурах ниже 200 С, но при этом в число годных могут попасть изделия после отпуска при 400—500 С, также с пониженной коррозийной стойкостью.
Следует отметить, что отбраковка изделий с пониженной коррозионной стойкостью представляется наиболее важной, так как прочностные характеристики и показатели пластичности стали 13Х15Н4АМЗШ в интервале температур отпуска 100—500 С изменяются в пределах, допустимых для многих изделий из этой стали. С учетом вышеизложенного, изделия, прошедшие отпуск при 200—350 С и имеющие оптимальный комплекс эксплуатационных свойств, можно отсортировать по двум параметрам: коэрцитивной силе (или намагниченности насыщения) и амплитуде сигнала ЭМА преобразования (или его добротности).
Единственной характеристикой, однозначно зависящей от температуры отпуска, является Нопт. Но вследствие того, что максимум на зависимости амплитуды сигнала ЭМА преобразования от поляризующего магнитного поля очень широкий и пологий, определяется Нопт с большой погрешностью, поэтому применение ее как параметра качества не оправдано.
Электромагнитно-акустическое преобразование в углеродистой стали с исходной структурой тонкопластинчатого перлита Углеродистые стали с неравновесными структурами "свежего" тонкопластинчатого перлита, образующимися при температурах перлитного превращения (500—550 С), обладают повышенным уровнем износостойкости и прочности по сравнению с равновесными перлитными структурами (отожженный тонкопластинчатый перлит, сфероидизированный перлит, грубопластинчатый перлит). Эти структуры широко используются на практике, в частности, их создают в железнодорожных рельсах после объемной закалки, а также при патентировании заготовок из углеродистых сталей, подвергаемых затем волочению. Поэтому важной научной и практической задачей является поиск путей повышения физико-механических свойств перлитных структур и разработка методов их неразрушающего контроля. В работе [132] была показана принципиальная возможность вихретокового и коэрцитиметрического методов контроля механических характеристик углеродистых сталей со структурами тонкопластинчатого перлита.
Была изучена возможность использования метода электромагнитно-акустического преобразования для оценки и контроля структурного состояния и механических характеристик заэвтектоидных углеродистых сталей, подвергнутых различным изотермическим обработкам и последующему отжигу.
На рис. 4.14 и 4.15. для стали У9, подвергнутой распаду при 500 С, представлены зависимости твердости HRC, микроискажений кристаллической решетки а-фазы є, магнитных, абразивной износостойкости т, интенсивности изнашивания Ih и параметров ЭМА преобразования от продолжительности отжига при температуре 650 С. Видно (рис. 4.14), что исходное неотожженное состояние характеризуется максимальными уровнями твердости, абразивной износостойкости и микроискажений решетки, а также минимальной интенсивностью изнашивания при трении скольжения.
Рассматривая влияние отжига на структуру и свойства тонкопластинчатого перлита, можно условно разбить интервал выдержек при 650 С на три зоны [122] (см. рис. 4.14, 4.15). В зоне I — при коротких выдержках (до 10 мин) резко снижаются твердость, абразивная износостойкость, уровень искажений кристаллической решетки и возрастает интенсивность изнашивания стали У9 при трении по стальной поверхности (см. рис. 4.14). Существенные изменения рассматриваемых характеристик наблюдаются уже при минимальной исследованной продолжительности отжига (выдержка 2 мин в соляной ванне). При кратковременном отжиге развиваются процессы, связанные с устранением повышенного твердорастворного упрочнения феррита (содержание углерода в феррите снижается до 0,005 мае. %, при этом избыточные атомы углерода осаждаются на цементитных пластинах) и с частичным уменьшением дефектности цементита [89, 133—136]. Этими структурными факторами обусловлено наблюдаемое резкое снижение твердости и износостойкости перлита стали У9 в I зоне (рис. 4.14). Кратковременный отжиг вызывает также заметную релаксацию микронапряжений, о чем свидетельствует интенсивное уменьшение микроискажений решетки є в первые минуты отжига.
