Упрочнение углеродистых конструкционных и инструментальных сталей термической (химико-термической) обработкой

Термическая обработка представляет собой совокупность операций нагрева до определенной температуры, выдержки при данной температуре и охлаждении. В результате проведения термообработки, сплав меняет свою структуру, приобретая новые механические свойства; меняется твердость сплава. Основные виды термообработки; закалка, отжиг I рода, отжиг II рода, отпуск. При закалке стали нагревают до температуры фазовых превращений, доэвтектоидную сталь до температуры на 30−50єС выше Ас₃; заэвтектоидную до температуры на 30−50єС выше Ас_1. Выдерживают при этой температуре до завершения фазовых превращений и быстро охлаждают со скоростью больше критической. В результате закалки сплав приобретает неравновесную структуру мартенсита, обеспечивающую необходимую твердость и прочность. В зависимости от способа нагрева различают обьемную и поверхностную закалки. В зависимости от способа охлаждения различают непрерывную закалку, прерывистую в двух средах, закалку с самоотпуском, ступенчатую, изотермическую, обработку холодом. Отпуск — операция, которая позволяет снять остаточные напряжения, возникшие в изделии после закалки и уравновесить структуру. Отпуск заключается в нагреве стали до температуры ниже Ас_1, длительной выдержке при данной температуре (1−4 часа) и медленного охлаждения. В зависимости от температуры нагрева различают низкий (нагрев до 250 єС); средний (нагрев до 350−450 єС) и высокий (нагрев до температуры 500−680 єС) отпуск. Закалку с высоким отпуском называют улучшением. Отжиг I рода включает в себя процессы рекристаллизации (для устранения наклепа и повышения пластичности); гомогенизации или диффузионного отжига (для выравнивания состава в объёме крупных слитков и отливок, равномерного распределения примесей) и процесс снятия напряжений возникших после литья или сварки. Все эти виды отжига отличаются температурой нагрева, временем выдержки. Охлаждение во всех случаях медленное. Температура нагрева для проведения диффузионного отжига должна быть высокой, в пределах 1100−1200 єС только в этом случае протекают диффузионные процессы, необходимые для выравнивания структуры. Время выдержки, в зависимости от величины садки металла от 50 до 100 часов. Температура нагрева под рекристаллизационный отжиг низкоуглеродистой стали (0,08−0,20 углерода) равна 650−760 єС, продолжительность — 8−12 часов. Высокоуглеродистую и легированную сталь отжигают при температуре 730 єС в течение0,5−1,5 часов. Отжиг для снятия напряжений после мехобработки проводится при температуре 160−700 єС в течение 2−3 часов с последующим медленным охлаждением. Отжиг для снятия сварочных напряжений проводят при температуре 650−700 єС. Отжиг II рода проводят для получения равновесной структуры (в соответствии с диаграммой Fe-Fe₃С). Различают полный отжиг, изотермиченский отжиг, неполный отжиг, сфероидирующий отжиг, высокий отпуск (низкий отжиг), нормализационный отжиг, патентирование. Полный отжиг заключается в нагреве доэвтектоидной стали до температуры на 30−50 єС выше Ас₃, выдержке при данной температуре до завершения фазовых превращений и медленного охлаждения. Изотермический отжиг применяют на легированных сталях для получения однородной структуры, повышения чистоты поверхности и улучшения обрабатываемости резанием. Сталь нагревают до температуры на 50−70 єС выше Ас₃ и сравнительно быстро охлаждают до температуры на 100−150 єС ниже Ас₁ затем выдерживают до полного распада аустенита, после чего охлаждают на воздухе. Неполный отжиг отличается от полного тем, что сталь нагревают до температуры немного выше точки Ас₁. Обычно неполному отжигу подвергают заэвтектоидные стали.

Сфероидирующий отжиг заключается в нагреве стали до температур несколько выше Ас₁ и охлаждении до температур несколько ниже Ас₁ для получения структуры зернистого перлита. Для снижения твердости на металлургических заводах сортовой прокат подвергают высокому отпуску при 650−680°С (несколько ниже точки А₁). Углеродистые стали подвергают высокому отпуску в тех случаях, когда они предназначаются для обработки резанием, холодной высадки или волочения. После высокотемпературного отпуска доэвтектоидная сталь лучше обрабатывается резанием, чем после полного отжига, когда структура — обособленные участки феррита и перлита. Для высоколегированных сталей, у которых практически не отмечается перлитного превращения, высокий отпуск является единственной термической обработкой, позволяющей понизить их твердость. Нормализация заключается в нагреве доэвтектоидной стали до температуры, превышающей точку Ас₃ на 50 °C, заэвтектоидной выше Аст также на 50 °C, непродолжительной выдержке для прогрева садки и завершения фазовых превращений и охлаждении на воздухе. Нормализация вызывает полную фазовую перекристаллизацию стали и устраняет крупнозернистую структуру, полученную при литье или прокатке, ковке или штамповке. Патентирование заключается в изотермической выдержке стальной проволоки после волочения, перед последующим волочением при температуре 450−550°С. Химокотермические операции начинаются с насышения при нагреве поверхностного слоя либо углеродом (цементирование), азотом (азотирование), углеродом с азотом (цианирование) и металлизация (насыщение алюминием, кремнием и др.). Затем выполняется термообработка.

Сталь У7 углеродистая инструментальная сталь. Буква «У» указывает на принадлежность к углеродистым инструментальным сталям; цифра 7 говорит о среднем количестве углерода в десятых долях процента.

Температура критических точек для данной стали указана в таблице 1.

Химический состав стали в соответствии с ГОСТ 1435–90 указан в таблице 1.

Таблица 1. Химический состав стали У7.

Механические свойства стали указаны в таблице 2.

Таблица 2. Механические свойства стали У7.

Сталь У7 используют для изготовления:

• 1) режущего инструмента для обработки дерева: топоров, стамесок, долот;
• 2) пневматических инструментов небольших размеров: зубил обжимов, бойков;
• 3) для кузнечных штампов;
• 4) для игольной проволоки;
• 5) для слесарно-монтажных инструментов: молотков, кувалд, бородок, отверток, плоскогубцев, кусачек и.т. п.
• 3. На рисунке 1 показана диаграмма состояния Fe — Fe3C, на которой приведен фазовый состав и структура сплавов с концентрацией от чистого железа до цементита (С=6,67%). Характерные точки диаграммы:

Точка, А (1539 єС) — температура плавления железа; точка D (1252 єС) — температура плавления цементита; точки N (1392 єС) и G (910 єС) соответствуют полиморфному превращению б — г Концентрация углерода (по массе) для характерных точек диаграммы состояния Fe-Fe₃С: В — 0,51% С в жидкой фазе, находящейся в равновесии с д-ферритом и аустенитом при температуре 1499 °C; Н — 0,1% С предельное содержание в д — феррите при 1490 °C; J — 0,16% С — в аустените при температуре 1490 °C; Е — 2,14% С предельное содержание в аустените при эвтектической температуре 1147 °C; S — 0,8% С в аустените при эвтектоидной температуре 727 °C; Р — 0,02% С — предельное содержание в феррите при температуре 727 °C. Линии диаграммы состояния Fe-Fe₃C, определяющие процесс кристаллизации: АВ (линия ликвидус) показывает температуру начала кристаллизации д — феррита (Ф_б) из жидкого сплава (Ж); ВС (линия ликвидус) соответствует температуре начала кристаллизации аустенита (А) из жидкого сплава (Ж); CD (линия ликвидус) соответствует температуре начала кристаллизации первичного цементита (Fe₃C) из жидкого сплава (Ж); АН (линия солидус) является температурной границей области жидкого сплава и кристаллов д — феррита (Ф д); ниже этой линии существует только д — феррит; HJB — линия перитектического нонвариантного (С = 0) равновесия (1490°С); по достижении температуры, соответствующей линии HJB, протекает перитектическая реакция (жидкость состава В взаимодействует с кристаллами д — феррита состава H с образованием аустенита состава J): Жв + Фн>А_J. Линия ECF (линия солидус) соответствует кристаллизации эвтектики — ледебурит: Ж_с>(А_Е + Fe₃C) ледебурит. Для описания процессов, происходящих при остывании (нагреве) стали У7 построим кривую охлаждения. Для построения кривой охлаждения проведем на диаграмме железо-цементит линию соответствующую 0,7% углерода. Точки пересечения данной линии с линиями ликвидуса ВC, солидуса JE, линий SЕ (А₃) и РSК (А₁) соответствующей 727єС обозначим соответственно 1, 2, 3, 4. Эти точки помогут нам построить кривую охлаждения (б). Выше линии ВС сплав находится в жидком состоянии. С понижением температуры ниже линии ликвидус ВC (точка 1), сплав начинает кристаллизоваться. При этом в жидкой фазе начинают образовываться кристаллы аустенита (твердый раствор углерода в г железе). Процесс кристаллизации ограничен линиями ВC и JE, в нашем случае точками 1−2. Между температурами соответствующими точкам1−2 сплав двухфазный и состоит из жидкости и аустенита. Cостав жидкой фазы, при этом, меняется по линии ВС (ликвидус), а аустенита — по линии JE. Ниже линии JE сплав кристаллизуется, и структура его становится однофазной, состоящей из аустенита. Первичные кристаллы аустенита имеют вид дендритов, величина и строение которых определяются перегревом металла выше линий ликвидус, его составом и условиями охлаждения в процессе кристаллизации. Дальнейшие фазовые и структурные изменения сплава связаны с изменением растворимости углерода в аустените с понижением температуры и полиморфизмом железа.

При охлаждении затвердевшего сплава до температуры соответствующей линии ЕS аустенит оказывается насыщенным углеродом и, при дальнейшем понижении температуры, из него выделяется вторичный цементит, т. е. сплав становится двухфазным. По мере выделения цементита количество углерода в аустените уменьшается согласно линии ЕS. При снижении температуры до 727єС (точка А1), аустенит содержит 0,8% углерода. Аустенит, имеющий эвтектоидную концентрацию, превращается в перлит. Эвтектоидное превращение аустенита происходит при постоянной температуре 727єC. При данной температуре сплав трехфазный, одновременно присутствует аустенит, перлит и цементит. С понижением температуры аустенит переходит в перлит. После медленного охлаждения в равновесном состоянии сплав состоит из перлита и цементита вторичного, который выделяется в виде сетки по границам бывшего зерна аустенита.

Критические точки, т. е. температуры, при которых происходят фазовые и структурные превращения в сплавах системы Fe — Fe₃C, имеют условное обозначение. Все критические точки обозначают буквой А. Первая критическая точка А₁ лежит на линии PSK (727° С) и соответствует превращению перлита в аустенит; А₂-линия МО (768° С), при этой температуре происходит магнитное превращение феррита; А₃-линия GOS, по этой линии происходит превращение феррита в аустенит; А₄ — линия NJ — нижняя граница области существования д-феррита и аустенита; A_cm — линия SE начало выделения цементита. Температуры, при которых происходят фазовые и структурные превращения в сплавах системы Fe-Fe₃C при нагреве и охлаждении различаются. Причиной этого является тепловой гистерис. Чтобы отличить какой процесс идет нагрева или охлаждения ввели дополнительные обозначения. При нагреве добавляют букву с, т. е. Ac₁ Ас₃, при охлаждении r Ar₁. В основе всех превращений, которые совершаются в стали при нагреве, лежит стремление системы к минимуму свободной энергии. Теоретически превращение перлита в аустенит должно совершаться при температуре А_1,т.е. при 727° С. Фактически же для этого превращения нужен перегрев, так как экспериментально было установлено, что даже при обычных скоростях нагрева температура критических точек повышается. Кроме того, чем выше температура, тем быстрее совершается превращение. Рис.

Превращения стали с ферритно — цементитной структурой при нагреве Превращение при нагреве перлита в аустенит сопровождается полиморфным превращением б-железа в г-железо, а также растворением цементита. Данное превращение начинается при температуре чуть выше727єС с зарождения центров аустенитных зерен на поверхности раздела феррит-цементит. Сначала аустенит имеет концентрацию углерода, как у феррита. Затем происходит растворение в феррите некоторого количества цементита в соответствии с линией предельной растворимости PQ. При повышении температуры выше Ас₁ концентрация углерода в отдельных участках феррита возрастает. Такие участки феррита неустойчивы и претерпевают превращение в аустенит, стабильный при данной температуре. Аустенит при температурах несколько выше Ас₁ (727°С) содержит ~0,8% С, В объеме феррита на границе с цементитом возникают флуктуационные участки с решеткой аустенита, в которые поступает углерод из карбида. После исчезновения феррита и цементита, и, естественно, границ между ними, где преимущественно зарождался аустенит, наблюдается только рост зерен аустенита без возникновения новых зародышей. Образовавшийся аустенит неоднороден по содержанию углерода. В участках, прилегающих к частицам цементита, концентрация углерода в аустените выше, чем в участках, прилегающих к ферриту. Под влиянием этого градиента концентрации происходит диффузия атомов углерода в аустените в направлении от границы с цементитом, к участкам, граничащим с ферритом. В результате растворения цементита в аустените происходит его стабилизация. Следовательно, рост участков аустенита происходит вследствие полиморфного б в г-превращение и диффузии углерода. Рост участков аустенита в результате этого превращения протекает быстрее, чем растворение цементита. Поэтому после превращения феррита в аустенит в структуре стали сохраняется еще некоторое количество цементита и для его растворения в аустените продолжительность изотермической выдержки должна быть увеличена. Образовавшийся в результате описанных превращений аустенит неоднороден по составу, и для его гомогенизации требуется дополнительное время. На рис. 2 показано превращение стали с перлитно — цементитной структурой при нагреве. При повышении температуры превращение перлита в аустенит резко ускоряется. Это объясняется, с одной стороны, ускорением диффузионных процессов, а с другой — увеличением разности концентрации углерода в аустените. Скорость превращения феррито — цементитной структуры в аустенит, кроме температуры нагрева, зависит от ее исходного состояния. Чем тоньше исходная феррито-цементитная структура, тем больше возникает зародышей аустенита и быстрее протекает процесс аустенитизации. При нагреве доэвтектоидной стали процесс аустенитизации осложняется растворением избыточного феррита. Для того, чтобы произошла полная аустенизация заевтектоидной стали (У7), необходимо нагреть её до температуры выше, чем Ас ₃ После этого процесс аустенизации закончится. Чем больше в стали углерода, тем быстрее протекает аустенитизация, что объясняется тем что с увеличением количества цементита, увеличивается суммарная поверхность раздела. При дальнейшем повышении температуры или увеличении длительности выдержки при данной температуре происходит рост зерна аустенита, поскольку система стремится к уменьшению свободной энергии, сокращая поверхности зерен. Размер зерна, образовавшегося при нагреве, не изменяется при последующем охлаждении. Способность зерна аустенита к росту неодинакова даже у сталей одного марочного состава, вследствие влияния условий выплавки. Различают два предельных типа сталей по склонности к росту зерна: наследственно мелкозернистые и наследственно крупнозернистые. В наследственно мелкозернистой стали при 950 — 1000 °C.зерно увеличивается незначительно, однако при более высоком нагреве наступает бурный рост зерна. В наследственно крупнозернистой стали, наоборот, сильный рост зерна наблюдается даже при незначительном перегреве выше А_1. Следует отметить, что термины — наследственно крупнозернистая и наследственно мелкозернистая сталь не обозначают того, что данная сталь имеет всегда крупное или всегда мелкое зерно. Наследственное зерно, полученное в стандартных условиях технологической пробы, указывает лишь на то, что при нагреве до определенных температур наследственно крупнозернистая сталь приобретает относительно более крупное зерно при более низкой температуре, чем сталь мелкозернистая. Размер действительного зерна аустенита зависит от температуры нагрева, продолжительности выдержки и склонностью данной стали к росту зерна при нагреве.

Продолжительный нагрев доэвтектоидной (заэвтектоидной) стали при температурах, значительно превышающих Ас₃ или Аст, приводит к образованию крупного зерна. Если сталь охлаждать очень медленно, то происходящие превращения можно установить, пользуясь диаграммой состояния Fe-Fe₃C. При охлаждении стали с большей скоростью кинетику и механизм превращения аустенита выясняют с помощью постановки специальных экспериментов. Если сталь со структурой аустенита, полученной в результате нагрева до температуры выше А_с3(для доэвтектоидной стали) и выше Аст (для заэвтектоидной стали) переохладить (охладить с большой скоростью) до температуры ниже А_1, то аустенит окажется в метастабильном состоянии и он претерпевает превращения. Для описания кинетики превращения переохлажденного аустенита пользуются экспериментально построенными диаграммами время-температура-степень распада или диаграммами изотермического превращения аустенита, т. е. превращения, протекающего при постоянной температуре. Для изучения изотермического превращения аустенита небольшие образцы стали нагревают до температур, соответствующих существованию стабильного аустенита (т.е. выше критической точки), а затем быстро охлаждают (переохлаждают) до температуры ниже А₁ (например, до 700, 600, 500, 400, 300 °C и т. д.), и выдерживают при этих температурах различное время, в том числе и до полного распада аустенита. Результаты исследования описываются кинетической кривой, по которой можно оценить количество распавшегося аустенита в зависимости от времени, прошедшего с момента начала распада. В течение некоторого промежутка времени распад аустенита экспериментально не фиксируется. Этот период называют инкубационным. По истечении этого периода аустенит начинает распадаться с образованием более стабильных структур. В области повышенных температур он протекает с образованием структуры, состоящей из феррита и цементита. Скорость распада сначала быстро увеличивается, а затем постепенно замедляется. Через различные промежутки времени процесс распада постепенно затухает и, наконец, полностью заканчивается или приостанавливается. Построение таких кривых в изотермических условиях при разных температурах позволяет получить диаграмму изотермического превращения аустенита (рис. 3.). Для этого нужно отрезки времени, соответствующие началу и концу распада аустенита или для какой-то заранее принятой степени превращения, для каждой из исследуемых температур перенести на график, на котором по оси абсцисс откладывают время, а по оси ординат — температура, и одноименные точки соединить плавными кривыми. На диаграмме изотермического превращения аустенита (рис. 3) кривая 1 характеризует начало распада аустенита, а кривая 2 показывает время, необходимое для полного распада аустенита. Область, лежащая левее кривой начала распада аустенита, относится к инкубационному периоду; в интервале температур и времени, определяемых этой областью, существует переохлажденный аустенит, практически не претерпевающий заметного распада. Длительность инкубационного периода характеризует устойчивость переохлажденного аустенита. С увеличением переохлаждения его устойчивость быстро уменьшается, достигая минимума, и далее вновь возрастает. При температуре наименьшей устойчивости аустенита скорость превращения очень велика. В некоторых низкоуглеродистых сталях длительность инкубационного периода при этой температуре не превышает 1,0−1,5 с. Уменьшение устойчивости аустенита и роста скорости его превращения с увеличением степени переохлаждения объясняется возрастанием разности свободных энергий аустенита и феррита. При этом уменьшается размер критического зародыша, способного к росту, и возрастает количество объемов в исходном аустените, в которых могут возникнуть зародыши новых фаз — феррита и цементита. Повышение устойчивости аустенита и уменьшение скорости его превращения при больших степенях переохлаждения определяется снижением скорости образования и роста новых фаз вследствие замедления процесса диффузии.

Диаграммы изотермического превращения переохлажденного аустенита При переохлаждении аустенита до температуры, равной или ниже мартенситной точки (М_н), соответствующей температуре начала превращения переохлажденного аустенита в мартенсит диффузионные процессы полностью подавляются и образование структуры, состоящей из феррита и цементита, становится невозможным. В этом случае протекает бездиффузионное превращение аустенита в структуру закаленной стали, называемую мартенситом. В зависимости от степени переохлаждения аустенита различают три температурные области его превращения; перлитную; область промежуточного превращения (промежуточного между перлитным и мартенситным превращением) и мартенситную. Рис. 4. Для каждой стали строится свои диаграммы изотермического превращения. Все положения изотермического превращения действительны для непрерывного охлаждения с большими скоростями, отличие лишь в том, что при непрерывном охлаждении не образуется структура бейнита.

Наложение кривых охлаждения на диаграмму изотермического распада На указанных выше превращениях основаны многие виды термообработки. Важнейшую роль играет скорость охлаждения. Минимальную скорость охлаждения v_кр., при которой весь аустенит переходит в мартенсит называют критической скоростью закалки. Значение критической скорости закалки неодинаково для разных сталей и зависит от устойчивости аустенита. Чем больше его устойчивость, тем меньше критическая скорость закалки. Углеродистые стали имеют высокую критическую скорость закалки (800−200єС/с). Мартенситное превращение обычно начинается при температуре Мн и протекает при непрерывном охлаждении.

Если охлаждение прекратить, то мартенситное превращение прекратится. Мартенситное превращение не протекает до конца, часть аустенита остается, но он становится более устойчивым. Чем больше в стали углерода, тем больше аустенита остаётся. В стали У7 после закалки остаётся около 10% аустенита (в стали У12 — около 30%). Для стабилизации аустенита необходимо выдержать некоторое время изделие при температуре выше Мк (конца мартенситных превращений.). При закалке со скоростями меньше критической можно получить структуру перлита, сорбита или троостита.

Для получения у детали из стали У7 поверхностной твердости не ниже 61HRC, необходимо выполнить закалку детали в воде, а затем сделать низкотемпературный отпуск.

Оптимальные температуры нагрева под закалку и отпуск сталей Температура нагрева под закалку стали У7 должна быть в интервале 800−820єС. При данной температуре перлит с ферритом перейдут в аустенит, при этом не будет сильного роста зерна. При данной температуре необходимо выдержать инструмент из стали У7 в течение времени, для завершения фазовых превращений; затем быстро охладить в воде (18 єС) для получения структуры мартенсита.

Мартенсит имеет высокую твердость (HRC65) и прочность (у_в=2000;2300МПа), но у него низкая пластичность и он хрупкий. Для уменьшения хрупкости и снятия остаточных напряжений, полученных при закалке выполняем низкотемпературный отпуск; т. е. нагреваем до температуры 200 єС и выдерживаем в течение 1−2,5 часов. В результате такой термообработки мы получим на поверхности инструмента структуру отпущенного мартенсита с твердостью более 63НRC и остаточный аустенит. При увеличении расстояния от поверхности твердость снизится. Так на глубине 20 мм твердость будет равна 45 НRC, а на глубине 40 мм — 38 НRC. На рис. 6. показан график термообработки детали из стали У7. На деталях из стали У7 поверхностную твердость можно получить методом повехностной закалки. Но мы выбираем объемную закалку, т.к. для поверхностной закалки необходимо более дорогое оборудование, чем для обьемной.

Температура закалки 800−820єС; продолжительность нагрева 50−60с на 1 мм сечения. Предполагаем, что диаметр инструмента равен 80 мм. Тогда время нагрева составит 40 мин. Время выдержки составляет 50 с на 1 мм сечения. Следовательно, время выдержки будет равно 60 минут. Охлаждение производим в воде при температуре 18 єС со скоростью 700 єС/с. Отпуск производим при температуре 200 єС в течение 2 часов.

термический закалка сталь углеродистый Рис. 7. График термообработки детали из стали У7

Как уже было сказано выше, в результате такой термообработки на поверхности мы получим структуру отпущенного мартенсита с небольшим количеством аустенита с твердостью 63 НRC, а в середине детали менее твердую структуру троостита 38 НRC.

Выводы

• 1. Термическая обработка представляет собой совокупность операций нагрева до определенной температуры, выдержки при данной температуре и охлаждении. Химико-темическая обработка отличается от термической тем, что вначале производят насыщение поверхностного слоя детали углеродом (цементирование), азотом (азотирование), азотом с углеродом (цианирование) или производят металлизацию (насыщают металлом).
• 2. Сталь У7 — углеродистая, инструментальная сталь. Её используют для изготовления режущего инструмента для обработки дерева, пневматических инструментов небольших размеров, для кузнечных штампов, для игольной проволоки, для слесарно-монтажных инструментов.
• 3. Сталь У7 — доэвтектоидная сталь. В равновесном состоянии после охлаждения она имеет структуру перлита с ферритом.
• 4. Структурные превращения в сплавах зависят от химического состава, от скорости нагрева и скорости охлаждения, от температуры нагрева и времени выдержки при данной температуре.
• 5. Для получения поверхностной твердости более 60HRC у детали из стали У7 можно сделать объемную закалку от температуры800−820єС єС закалочная среда — вода; с последующим низкотемпературным отпуском при температуре 180−200 єС. Или закалить её поверхность токами высокой частоты, затем сделать низкотемпературный отпуск.
• 6. Режимы термообработки детали диаметром 80 мм следующие: Нагрев под закалку детали в течение 40 минут до температуры 800−820єС выдержка при данной температуре в течение 50 минут и охлаждение в воде температурой 18 єС со скоростью 700 єС/с. Отпуск при температуре 180−200 єС в течение 1,5 часов.
• 7. В результате указанной выше термообработки получится следующая структура: на поверхности детали до глубины 10 мм получим структуру отпущенного мартенсита с твердостью 62−60 НRC; в середине детали будет структура троостита с твердостью 38 НRC.

• 1. Материаловедение и технология металлов. Фетисов Г. П., Карпман М. Г., Матюнин В.М.М.: Высшая школа, 2000.
• 2. Технология конструкционных материалов. Учебник / Под ред. А. М. Дальского.М.: Машиностроение, 1993.
• 3. Инструментальная углеродистая сталь (ГОСТ 1435−90).
• 4. Марочник сталей и сплавов под ред. В. Г. Сорокина Москва: машиностроение, 1989 г.