Твердофазные превращения в металлической матрице высокохромистого чугуна в субкритическом интервале температур
В статье представлены результаты изучения кинетики фазово-структурных изменений в литом высокохромистом чугуне в ходе выдержки в субкритическом интервале температур (350—700°C). Исследован чугун состава: 2,70% С, 2,20% Mn, 0,55% Si, 14,55% Cr, 0,93% Ni, 0,39% Мо, 0,38% V, 0,11% Ti. С применением мик...
Gespeichert in:
| Veröffentlicht in: | Металлофизика и новейшие технологии |
|---|---|
| Datum: | 2015 |
| 1. Verfasser: | |
| Format: | Artikel |
| Sprache: | Russisch |
| Veröffentlicht: |
Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України
2015
|
| Schlagworte: | |
| Online Zugang: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/112429 |
| Tags: |
Tag hinzufügen
Keine Tags, Fügen Sie den ersten Tag hinzu!
|
| Назва журналу: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Zitieren: | Твердофазные превращения в металлической матрице высокохромистого чугуна в субкритическом интервале температур / Ю. Г. Чабак // Металлофизика и новейшие технологии. — 2015. — Т. 37, № 10. — С. 1349-1367. — Бібліогр.: 25 назв. — рос. |
Institution
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| _version_ | 1860043183620096000 |
|---|---|
| author | Чабак, Ю.Г. |
| author_facet | Чабак, Ю.Г. |
| citation_txt | Твердофазные превращения в металлической матрице высокохромистого чугуна в субкритическом интервале температур / Ю. Г. Чабак // Металлофизика и новейшие технологии. — 2015. — Т. 37, № 10. — С. 1349-1367. — Бібліогр.: 25 назв. — рос. |
| collection | DSpace DC |
| container_title | Металлофизика и новейшие технологии |
| description | В статье представлены результаты изучения кинетики фазово-структурных изменений в литом высокохромистом чугуне в ходе выдержки в субкритическом интервале температур (350—700°C). Исследован чугун состава: 2,70% С, 2,20% Mn, 0,55% Si, 14,55% Cr, 0,93% Ni, 0,39% Мо, 0,38% V, 0,11% Ti. С применением микроструктурного метода построена С-диаграмма распада первородного (литого) аустенита в чугуне. Установлено, что в пределах выдержки до 25 ч превращение аустенита протекает лишь в области температур 550—700°C с образованием эвтектоида, состоящего из феррита и карбидов цементитного типа волокнистой или пластинчатой формы. Кинетический максимум превращения соответствует 650°C; инкубационный период при этой температуре составляет 5 мин; завершение превращения фиксируется после выдержки 8 ч. Образование эвтектоида при 700°C сопровождается выделением из аустенита вторичных карбидов. Повторная выдержка чугуна с эвтектоидной матрицей при 650—700°C в течение до 25 ч сопровождается полной сфероидизацией и коагуляцией эвтектоидных включений, что приводит к формированию ферритной матрицы с зернистыми карбидами средним диаметром 0,23—0,28 мкм. В процессе повторной выдержки изменение типа карбидов непроисходит. Энергия активации формоизменения карбидных частиц составляет 73,1 кДж/моль, что указывает на контролирующую роль диффузии углерода в феррите в процессах сфероидизации и коагуляции эвтектоидных карбидов. В результате двойной выдержки в области субкритических температур твёрдость чугуна снижается до 38—41 HRC, что обеспечивает чугуну удовлетворительную обрабатываемость резанием.
У статті представлено результати вивчення кінетики фазово-структурних змін у литому високохромистому чавуні в ході витримки в субкритичному інтервалі температур (350—700°C). Досліджено чавун складу: 2,70% С, 2,20% Мn, 0,55% Si, 14,55% Сr, 0,93% Ni, 0,39% Мо, 0,38% V, 0,11% Тi. З використанням мікроструктурної методи побудовано С-діяграму розпаду первородного (литого) аустеніту в чавуні. Встановлено, що в межах витримки до 25 год перетворення аустеніту відбувається лише в області температур 550—700°C з утворенням евтектоїду, який складається з фериту та карбідів цементитного типу з волокнистої або платівчастої форми. Кінетичний максимум перетворення відповідає 650°C; інкубаційний період при цій температурі складає 5 хв.; завершення перетворення фіксується після витримки 8 год. Утворення евтектоїду при 700°C супроводжується виділенням з аустеніту вторинних карбідів. Повторна витримка чавуну з евтектоїдною матрицею при 650—700°C впродовж 25 год супроводжується повною сфероїдизацією та коаґуляцією евтектоїдних включень, що приводить до формування феритної матриці з зернистими карбідами з середнім діяметром у 0,23—0,28 мкм. В процесі повторної витримки зміна типу карбідів не спостерігається. Енергія активації формозміни карбідних частинок складає 73,1 кДж/моль, що вказує на контролювальну ролю дифузії Карбону в фериті в процесі сфероїдизації та коаґуляції евтектоїдних карбідів. В результаті подвійної витримки в області субкритичних температур твердість чавуну знижується до 38—41 HRC, що забезпечує чавуну задовільну оброблюваність різанням.
The results of study of phase—structural changes’ kinetics in cast high-chromium cast iron during ageing in the subcritical range of temperatures (350—700°C) are presented in a given article. The iron composed of 2.70% C, 2.20% Mn, 0.55% Si, 14.55% Cr, 0.93% Ni, 0.39% Mo, 0.38% V, and 0.11% Ti is studied. Using the microstructural method, the TTT-diagram of transformation of primary (as-cast) austenite is plotted. As found, within 25 hours of soaking, the austenite transformation occurs only in a range of temperatures of 550—700°C to form a fine eutectoid consisting of ferrite and cementite carbides having the fibrous or platelet shapes. Kinetics maximum of transformation corresponds to 650°C; the incubation period at this temperature is 5 minutes; the completion of the transformation is recorded after 8 hours of soaking. Formation of eutectoid at 700°C is accompanied by the precipitation of fine secondary carbides from austenite. Repeated heating of cast iron having fully eutectoid matrix at 650—700°C for up to 25 hours results in complete spheroidization and coagulation of eutectoid carbides. This leads to the formation of ferrite matrix with the granular carbides of mean diameter of 0.23—0.28 μm. The data regarding the influence of soaking time at 650—700°C on the number of eutectoid carbides of different shapes are presented in a given article. During repeated heating, the cementite type of carbides is not changed. The activation energy of coagulation of eutectoid carbides is calculated to be 73.1 kJ/mol. It indicates that rates of spheroidization and coagulation of eutectoid carbides are controlled by diffusion of carbon in ferrite. Because of doubled subcritical treatment, the microhardness of matrix reduces to 285—365 HV as well as bulk hardness reduces to 38—41 HRC that provides satisfactory machinability of cast iron.
|
| first_indexed | 2025-12-07T16:56:40Z |
| format | Article |
| fulltext |
1349
PACS numbers:61.72.Qq, 62.20.fk,62.20.Qp,64.75.Op,81.30.Mh,81.40.Cd, 81.40.Ef
Твёрдофазные превращения в металлической матрице
высокохромистого чугуна в субкритическом интервале
температур
Ю. Г. Чабак
Государственное высшее учебное заведение
«Приазовский государственный технический университет»,
ул. Университетская, 7,
87500 Мариуполь, Украина
В статье представлены результаты изучения кинетики фазово-структур-
ных изменений в литом высокохромистом чугуне в ходе выдержки в
субкритическом интервале температур (350—700C). Исследован чугун
состава: 2,70% С, 2,20% Mn, 0,55% Si, 14,55% Cr, 0,93% Ni, 0,39% Мо,
0,38% V, 0,11% Ti. С применением микроструктурного метода построена
С-диаграмма распада первородного (литого) аустенита в чугуне. Установ-
лено, что в пределах выдержки до 25 ч превращение аустенита протекает
лишь в области температур 550—700C с образованием эвтектоида, состо-
ящего из феррита и карбидов цементитного типа волокнистой или пла-
стинчатой формы. Кинетический максимум превращения соответствует
650C; инкубационный период при этой температуре составляет 5 мин;
завершение превращения фиксируется после выдержки 8 ч. Образование
эвтектоида при 700C сопровождается выделением из аустенита вторич-
ных карбидов. Повторная выдержка чугуна с эвтектоидной матрицей при
650—700C в течение до 25 ч сопровождается полной сфероидизацией и
коагуляцией эвтектоидных включений, что приводит к формированию
ферритной матрицы с зернистыми карбидами средним диаметром 0,23—
0,28 мкм. В процессе повторной выдержки изменение типа карбидов не
Corresponding author: Yuliya Gennad’evna Chabak
E-mail: julia.chabak@yandex.ua
State Higher Education Institute ‘Pryazovskyi State Technical University’,
7 Universytetska Str., 87500 Mariupol, Ukraine
Yu. G. Chabak
Solid-State Phase Transformation in Metallic Matrix of High-Chrome Cast Iron in
Subcritical Temperature Range, Metallofiz. Noveishie Tekhnol., 37, No. 10: 1349—
1367 (2015) (in Russian).
Металлофиз. новейшие технол. / Metallofiz. Noveishie Tekhnol.
2015, т. 37, № 10, сс. 1349—1367
Оттиски доступны непосредственно от издателя
Фотокопирование разрешено только
в соответствии с лицензией
2015 ИМФ (Институт металлофизики
им. Г. В. Курдюмова НАН Украины)
Напечатано в Украине.
1350 Ю. Г. ЧАБАК
происходит. Энергия активации формоизменения карбидных частиц со-
ставляет 73,1 кДж/моль, что указывает на контролирующую роль диф-
фузии углерода в феррите в процессах сфероидизации и коагуляции эв-
тектоидных карбидов. В результате двойной выдержки в области субкри-
тических температур твёрдость чугуна снижается до 38—41 HRC, что
обеспечивает чугуну удовлетворительную обрабатываемость резанием.
Ключевые слова: чугун, аустенит, эвтектоидные карбиды, сфероидиза-
ция, твёрдость.
У статті представлено результати вивчення кінетики фазово-структурних
змін у литому високохромистому чавуні в ході витримки в субкритично-
му інтервалі температур (350—700C). Досліджено чавун складу: 2,70% С,
2,20% Мn, 0,55% Si, 14,55% Сr, 0,93% Ni, 0,39% Мо, 0,38% V, 0,11% Тi.
З використанням мікроструктурної методи побудовано С-діяграму розпа-
ду первородного (литого) аустеніту в чавуні. Встановлено, що в межах ви-
тримки до 25 год перетворення аустеніту відбувається лише в області те-
мператур 550—700C з утворенням евтектоїду, який складається з фериту
та карбідів цементитного типу з волокнистої або платівчастої форми. Кі-
нетичний максимум перетворення відповідає 650C; інкубаційний період
при цій температурі складає 5 хв.; завершення перетворення фіксується
після витримки 8 год. Утворення евтектоїду при 700C супроводжується
виділенням з аустеніту вторинних карбідів. Повторна витримка чавуну з
евтектоїдною матрицею при 650—700C впродовж 25 год супроводжується
повною сфероїдизацією та коаґуляцією евтектоїдних включень, що при-
водить до формування феритної матриці з зернистими карбідами з серед-
нім діяметром у 0,23—0,28 мкм. В процесі повторної витримки зміна типу
карбідів не спостерігається. Енергія активації формозміни карбідних час-
тинок складає 73,1 кДж/моль, що вказує на контролювальну ролю дифу-
зії Карбону в фериті в процесі сфероїдизації та коаґуляції евтектоїдних
карбідів. В результаті подвійної витримки в області субкритичних темпе-
ратур твердість чавуну знижується до 38—41 HRC, що забезпечує чавуну
задовільну оброблюваність різанням.
Ключові слова: чавун, аустеніт, евтектоїдні карбіди, сфероїдизація, твер-
дість.
The results of study of phase—structural changes’ kinetics in cast high-
chromium cast iron during ageing in the subcritical range of temperatures
(350—700C) are presented in a given article. The iron composed of 2.70% C,
2.20% Mn, 0.55% Si, 14.55% Cr, 0.93% Ni, 0.39% Mo, 0.38% V, and
0.11% Ti is studied. Using the microstructural method, the TTT-diagram of
transformation of primary (as-cast) austenite is plotted. As found, within 25
hours of soaking, the austenite transformation occurs only in a range of tem-
peratures of 550—700C to form a fine eutectoid consisting of ferrite and ce-
mentite carbides having the fibrous or platelet shapes. Kinetics maximum of
transformation corresponds to 650C; the incubation period at this tempera-
ture is 5 minutes; the completion of the transformation is recorded after 8
hours of soaking. Formation of eutectoid at 700C is accompanied by the pre-
cipitation of fine secondary carbides from austenite. Repeated heating of cast
ТВЁРДОФАЗНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В МЕТАЛЛИЧЕСКОЙ МАТРИЦЕ ЧУГУНА 1351
iron having fully eutectoid matrix at 650—700C for up to 25 hours results in
complete spheroidization and coagulation of eutectoid carbides. This leads to
the formation of ferrite matrix with the granular carbides of mean diameter
of 0.23—0.28 m. The data regarding the influence of soaking time at 650—
700C on the number of eutectoid carbides of different shapes are presented
in a given article. During repeated heating, the cementite type of carbides is
not changed. The activation energy of coagulation of eutectoid carbides is
calculated to be 73.1 kJ/mol. It indicates that rates of spheroidization and
coagulation of eutectoid carbides are controlled by diffusion of carbon in fer-
rite. Because of doubled subcritical treatment, the microhardness of matrix
reduces to 285—365 HV as well as bulk hardness reduces to 38—41 HRC that
provides satisfactory machinability of cast iron.
Key words: cast iron, austenite, eutectoid carbides, spheroidization, hard-
ness.
(Получено 16 июня 2015 г.; окончательная версия– 28 сентября 2015 г.)
1. ВВЕДЕНИЕ
В широком спектре триботехнических материалов отдельную груп-
пу составляют белые высокохромистые чугуны (ВХЧ). Они обеспе-
чивают деталям высокую долговечность в условиях различных ме-
ханизмов изнашивания, включая те случаи, когда износ осложня-
ется воздействием коррозионно-активных сред или высокой темпе-
ратуры [1—3]. Как правило, ВХЧ дополнительно легируют элемен-
тами, повышающими прокаливаемость (Мо, Mn, Ni, Cu). Введение
3—5% Mn (Ni) позволяет закаливать отливки из ВХЧ в больших се-
чениях при охлаждении на воздухе, являясь экономически более
выгодным по сравнению с добавкой 2,0—2,5% молибдена. В связи с
этим Cr—Mn и Cr—Mn—Ni чугуны нашли достаточно широкое при-
менение в промышленности.
В большинстве случаев чугунные отливки используются без ме-
ханической обработки, однако при изготовлении ряда деталей
(корпуса насосов, формующие ролики, прокатные валки и т.д.) об-
работка резанием является необходимой. Известно [3], что наилуч-
шая обрабатываемость резанием ВХЧ достигается в том случае, если
их твёрдость не превышает 40 HRC, а металлическая матрица пред-
ставляет собой смесь феррита и карбидов глобулярной формы. Фор-
мирование такой структуры в ВХЧ может начинаться уже на стадии
дестабилизации – высокотемпературной выдержки, в ходе которой
из первородного (литого) аустенита выделяются зернистые вторич-
ные карбиды [4]; это приводит к обеднению -твёрдого раствора по
углероду и легирующим элементам и его превращению в мартенсит
при закалке [5—7]. Как показано в работах [8, 9], в чугунах, содер-
жащих до 20% Cr, вторичные карбиды выделяются с наибольшей
скоростью при 950—1000C в течение 2—2,5 ч. Дальнейшая выдержка
1352 Ю. Г. ЧАБАК
при этих температурах приводит к заметной коагуляции вторичных
карбидов с потерей ими наноразмерного состояния [7].
Завершающим этапом формирования требуемой микрострукту-
ры должно явиться превращение обеднённого аустенита в феррит и
дополнительное образование зернистых карбидов, выделяющихся в
ходе абнормального перлитного превращения [10]. Для реализации
этого этапа ранее были предложены различные схемы термической
обработки, совмещающие дестабилизацию с последующим замед-
ленным охлаждением [11, 12], либо с выдержкой в субкритическом
интервале температур [3, 13]. Более поздние работы [14, 15] пока-
зали, что применительно к ВХЧ, содержащим 3—6% аустенитооб-
разующих элементов, отжиг с непрерывным охлаждением не обес-
печивает получения заданной микроструктуры и требуемого сни-
жения твёрдости. Это связано с эффектом торможения перлитного
превращения в ВХЧ, вызванным выделением вторичных карбидов
из аустенита при высокотемпературной выдержке [16]. В результа-
те твёрдость отожжённых чугунов не только не снижается, но и
возрастает по сравнению с литым состоянием в связи с формирова-
нием мартенситно-аустенитной структуры матрицы. С учётом дей-
ствия этого эффекта изотермический отжиг ВХЧ в субкритическом
интервале температур после дестабилизирующего нагрева также
является неперспективным, поскольку требует очень длительных
выдержек для полного превращения аустенита в ферритокарбид-
ную смесь [16]. Более целесообразно проводить перлитный распад
литого аустенита без предварительной дестабилизации, что суще-
ственно снизит время, необходимое для завершения распада.
Указанные обстоятельства предполагают поиск новых подходов
к проектированию технологии смягчающей термической обработки
комплексно легированных ВХЧ. Одной из перспективных схем
термообработки является двухступенчатый изотермический отжиг
чугуна в субкритическом интервале температур, т.е. ниже точки
А1. Первая ступень проводится для превращения литого аустенита
по эвтектоидной реакции, вторая ступень необходима для сферои-
дизации эвтектоидных карбидных включений [17]. Выбор пара-
метров режима такой обработки требует знания кинетики процес-
сов, протекающих на различных этапах обработки, а именно, эв-
тектоидного превращения первородного аустенита, а также сферо-
идизации и коагуляции эвтектоидных карбидов. Несмотря на име-
ющиеся многочисленные публикации, посвящённые твердофазным
превращениям в ВХЧ [16, 18—22], данные вопросы остаются недо-
статочно освещёнными в литературе. Целью настоящей работы яв-
лялось исследование процессов формирования зернистых карбидов
в металлической матрице высокохромистого чугуна в ходе фазово-
структурных превращений при выдержке в субкритическом интер-
вале температур.
ТВЁРДОФАЗНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В МЕТАЛЛИЧЕСКОЙ МАТРИЦЕ ЧУГУНА 1353
2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА
Материалом для данного исследования служил износостойкий чу-
гун 270Х15Г2Н1МФТ, содержащий 2,70% С, 2,20% Mn, 0,55% Si,
14,55% Cr, 0,93% Ni, 0,39% Мо, 0,38% V, 0,11% Ti. Образцы чу-
гуна были выплавлены в лабораторной индукционной печи.
Стержни сечением 1515 мм
2, полученные путём разливки в песча-
ные формы, разрезали абразивным кругом с применением охла-
ждающей жидкости на образцы толщиной 2,3—2,5 мм.
Изучение кинетики эвтектоидного превращения аустенита про-
водили микроструктурным методом, используя образцы размерами
2,51010 мм
3. Образцы, находящиеся в литом состоянии, подвер-
гали изотермической выдержке при температуре от 350 до 700C (с
интервалом в 50C) с различной продолжительностью выдержки; её
максимальная длительность составляла 25 ч. Выдержку до 20 мин
производили в соляной ванне, более длительную – в лабораторной
электрической печи. Сфероидизирующую обработку образцов прово-
дили в электропечи. После выдержки образцы охлаждали на воздухе.
Микроструктуру образцов исследовали на микрошлифах, приго-
товленных согласно стандартной процедуре, после травления 4%-м
ниталом. Для микроструктурного анализа использовали оптический
микроскоп «Axiovert 40 Mat» и сканирующий электронный микро-
скоп «Ultra 55» («Carl Zeiss»). Фазовый химический состав опреде-
ляли с помощью энергодисперсионной спектроскопии (EDS-метод).
Объёмную долю эвтектоида подсчитывали точечным методом, ис-
пользуя фотографии микроструктуры. Количество и размер карбид-
ных включений оценивали по электронным изображениям микро-
структуры при увеличении 15—20 тысяч раз, используя следующие
параметры: а) объёмная доля включений в пределах дендритных
участков; б) относительное количество включений определённой
формы; в) средний размер (диаметр или длина стороны) включения.
Представленные в статье значения указанных параметров явля-
ются средним арифметическим результатов обработки изображе-
ний 4—7 различных участков микроструктуры.
Твёрдость чугуна определяли на твердомере Роквелла по шкале
«С». Микротвёрдость измеряли с помощью микротвёрдомера FM-
300 («Future-Tech Corp.») при нагрузке 0,025 кг.
Фазовый рентгеноструктурный анализ выполняли на дифракто-
метре ДРОН-2 в FeK-излучении.
3. РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Поскольку прямое формирование зернистых карбидов в исследо-
ванном чугуне при перлитном превращении по абнормальному ме-
ханизму не представляется возможным [14, 16, 17], альтернатив-
1354 Ю. Г. ЧАБАК
ным вариантом получения микроструктуры «феррит зернистые
карбиды» является эвтектоидный распад аустенита по нормально-
му механизму с последующей выдержкой при температурах повы-
шенной диффузионной подвижности атомов углерода и легирую-
щих элементов для сфероидизации эвтектоидных карбидов. Для
определения параметров термической обработки, обеспечивающей
полный распад аустенита на ферритокарбидную смесь, на первом
этапе изучали кинетику эвтектоидного превращения в исследуемом
чугуне, построив диаграмму изотермического превращения перво-
родного аустенита.
В исходном литом состоянии чугун имел структуру, состоящую
из дендритов аустенита, окружённых колониями инвертированной
аустенитно-карбидной эвтектики на базе карбида Ме7С3. В процессе
выдержки в интервале температур 550—700C фиксировали появ-
ление и постепенное нарастание объёмной доли тонкопластинчато-
го эвтектоида (троостита), что свидетельствовало о протекании (-
Fe -Fe К)-превращения. В начальный момент трооститные ко-
лонии зарождались на границах с эвтектическими карбидами или
внутри эвтектики (тёмные участки на рис. 1, а), т.е. в местах, обед-
нённых углеродом и хромом в результате формирования специаль-
ных карбидов хрома Ме7С3. После возникновения трооститные ко-
лонии росли в направлении центра дендритов (рис. 1, б). На более
поздних этапах наблюдали зарождение троостита и во внутренних
областях дендритов (рис. 1, в). Отдельные участки матрицы дли-
тельное время оставались непревращёнными, что указывает на их
высокую устойчивость к эвтектоидному превращению, обусловлен-
ную, предположительно, ликвационным обогащением легирую-
щими элементами. После длительных выдержек аустенит практи-
чески полностью превратился в троостит (см. рис. 1, г).
Выделение мелких вторичных карбидов из аустенита было за-
фиксировано лишь при 700C после длительных выдержек, на ста-
дии активного развития эвтектоидного превращения, когда доля
непревращённого аустенита составляла около 50%. Превращение
аустенита при выдержке в течение 25 ч ниже 550C зафиксировано
не было.
По результатам подсчёта объёмной доли эвтектоида получили
кинетические кривые эвтектоидного превращения (рис. 2, а) по ко-
торым построили С-диаграмму распада первородного аустенита в
исследованном чугуне (рис. 2, б). Как следует из диаграммы, мак-
симальная скорость формирования эвтектоида соответствует 650C;
инкубационный период превращения при этой температуре состав-
ляет 5 мин, а его завершение фиксируется через 8 ч.
Знание кинетики превращения литого аустенита позволило пе-
рейти к выбору параметров сфероидизирующей термической обра-
ботки чугуна. Обработку вели по двухступенчатому режиму.
ТВЁРДОФАЗНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В МЕТАЛЛИЧЕСКОЙ МАТРИЦЕ ЧУГУНА 1355
На первой ступени осуществили выдержку литых образцов при
температуре кинетического максимума С-диаграммы в течение
времени, необходимого для завершения превращения первородного
аустенита в ферритокарбидную смесь (для исследованного чугуна
Рис. 1. Развитие эвтектоидного превращения в литом чугуне при 650C в
течение: 5 мин (a), 30 мин (б), 3 ч (в), 6 ч (г); при 700C в течение 4 ч (д).
Fig. 1. The development of eutectoid transformation in as-cast iron during
soaking: at 650C for 5 min (а), 30 min (б), 3 h (в), 6 h (г); at 700C for 4 h (д).
Рис. 2. Кинетические кривые (а) и диаграмма (б) изотермического пре-
вращения первородного аустенита.
Fig. 2. The kinetics curves (а) and ‘Time—Temperature-Transformation’ dia-
gram (б) for primary austenite transformation.
1356 Ю. Г. ЧАБАК
это соответствовало выдержке при 650C в течение 8 ч). По завер-
шению выдержки матрица всех образцов состояла из тонкопла-
стинчатого эвтектоида (троостита); среднее значение твёрдости об-
разцов составило 47 HRC. С целью сфероидизации и коагуляции
эвтектоидных карбидов на втором этапе образцы дополнительно
выдерживали при 650, 700, 750C, т.е. при температурах, макси-
мально приближенных к точке А1 конкретного чугуна.
Как следует из рис. 3, субкритическая выдержка привела к по-
нижению твёрдости чугуна, при этом наиболее существенно твёр-
дость снизилась в течение первых пяти часов выдержки (рис. 3, а).
Наибольшее падение твёрдости соответствует 700C: после вы-
держки 20 ч твёрдость уменьшилась в среднем до 38 HRC, стабили-
зировавшись на этом уровне. При 650C выход кривой твёрдости на
горизонталь был зафиксирован ранее – после 10 ч выдержки, при
этом твёрдость максимально снизилась до 41,5—42 HRC.
В случае выдержки при 750C первоначальное падение твёрдости
до 41 HRC после 2,5 ч выдержки сменилось в дальнейшем её ростом
до 48 HRC. Такое немонотонное изменение твёрдости объясняется
тем, что температура 750C соответствует нижней границе интерва-
ла превращения «эвтектоид аустенит», составляющего для ис-
следованного чугуна 750—820C [9]. При 750C вначале превалирует
разупрочнение за счёт активно протекающих процессов сфероиди-
зации и коагуляции эвтектоидных карбидов; при более длительных
выдержках эвтектоид превращается в аустенит, из которого выде-
ляются вторичные карбиды. Последнее приводит к обеднению
аустенита по углероду, и при охлаждении от температуры выдерж-
ки аустенит превращается в мартенсит, повышая твёрдость чугуна.
Рис. 3. Влияние выдержки при 650—750C на твёрдость (а) и микротвёр-
дость (б) чугуна с исходной структурой пластинчатого эвтектоида.
Fig. 3. The effect of soaking duration at 650—750C on hardness (а) and mi-
crohardness (б) of cast iron having initial lamellar eutectoid microstructure.
ТВЁРДОФАЗНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В МЕТАЛЛИЧЕСКОЙ МАТРИЦЕ ЧУГУНА 1357
Как следует из рис. 3, б, изменение микротвёрдости металличе-
ской матрицы чугуна в ходе выдержки в целом коррелирует с ди-
намикой объёмной твёрдости. По завершении выдержки при 650C
микротвёрдость матрицы составила 365 HV, а при 700C – 285 HV.
После выдержки при 750C микротвёрдость матрицы, напротив,
возросла до 465 HV.
Поскольку вопросы изменения фазового состава ВХЧ в результа-
те выдержки в субкритическом интервале температур остаются не-
достаточно освещёнными в литературе, в данной работе с помощью
рентгеноструктурного анализа исследовали фазово-структурное со-
стояние чугуна, полученное в результате проведённой двухстадий-
ной обработки. Как следует из рис. 4, а, в литом чугуне фазовыми
составляющими являются тригональные карбиды хрома карбиды
Ме7С3 и аустенит.
После завершения распада первородного аустенита при 650C (пер-
вая стадия обработки) на дифрактограмме зафиксировано появле-
ние линий (200), (211), (212), (024) карбида Ме3С при сохранении
линий карбида Ме7С3, характерных для литого состояния (рис. 4,
б). Матрица изменила своё фазовое состояние, о чём свидетельству-
ет появление интенсивного пика -железа при слабых дифракци-
онных максимумах -железа. Отмеченные изменения в характере
Рис. 4. Дифрактограммы исследованного чугуна: в литом состоянии (а),
после выдержки при 650C, 8 ч (б), после дополнительной выдержки при
650C в течение 25 ч (в).
Fig. 4. XRD-patterns of studied cast iron: as-cast condition (а), after soaking
at 650C for 8 h (б), after second stage soaking at 650C for 25 h (в).
1358 Ю. Г. ЧАБАК
дифрактограмм свидетельствует о том, что превращение аустенита
при 650C шло по реакции -Fe -Fe Ме3С, т.е. карбиды, входящие
в состав эвтектоида, не являются специальными карбидами хрома.
Проведение дополнительной (сфероидизирующей) выдержки на
второй стадии обработки при 650C в течение 25 ч качественно не
изменило вида дифрактограммы по сравнению с рис. 4, б. Можно
лишь отметить, что произошло увеличение числа пиков карбида
Ме3С за счёт появления рефлексов (130), (300), (140), (134), (425),
что, очевидно, является следствием укрупнения цементитных вклю-
чений, обеспечившего эффект кажущегося увеличения объёмной до-
ли карбидов. Следует, также отметить, что даже после дополнитель-
ных 25 ч выдержки на дифрактограмме присутствовали слабые ли-
нии аустенита. Это указывает на существование мелких (не выявля-
емых в оптический микроскоп) участков -фазы, обогащённых
аустенитообразующими элементами, в пределах которых эвтекто-
идное превращение оказалось практически подавленным.
Легирование чугуна 14,6% хрома давало основание ожидать, что
эвтектоидное превращение аустенита протекает с выделением спе-
циального карбида хрома (Ме7С3 или Ме23С6). Однако полученные
результаты свидетельствуют о том, что в ходе превращения образу-
ется не специальный карбид, а карбид цементитного типа. Очевид-
но, выделение менее легированного хромом карбида Ме3С в ходе эв-
тектоидной реакции является кинетически более выгодным про-
цессом, чем формирование специального карбида хрома. Это связа-
но с затруднённостью диффузии атомов хрома при субкритических
температурах на фоне его недостаточно высокого содержания в пер-
вородном аустените. Как показали исследования фазового химиче-
ского состава чугуна (см. табл. 1, рис. 5), проведённые с помощью
EDS-метода, вследствие ликвации хром оказался сосредоточенным
в эвтектических карбидах, где его концентрация составила 43,7%.
В матрице его содержалось значительно меньше – 7,25%, как и
других карбидообразующих элементов (Mn, V, Мо). По тем же при-
чинам не произошло превращения Ме3С Ме7С3 (Ме23С6) эвтекто-
идных карбидов в ходе сфероидизирующей выдержки в течение 25
ч, последовавшей на второй стадии обработки. Таким образом, в ре-
зультате двойной выдержки при температуре 650C в чугуне сфор-
мировалась матрица, состоящая из феррита (с небольшой (5—7%)
долей аустенита) и карбидов цементитного типа.
Исследование особенностей изменения микроструктуры чугуна в
ходе двухступенчатой выдержки в субкритическом интервале тем-
ператур проводили с использованием сканирующей микроскопии
при увеличении 15—20 тысяч раз. На рисунке 6, а представлено
электронное изображение микроструктуры чугуна по завершении
первой стадии обработки, проведённой при 650C для получения эв-
тектоидной матрицы. Анализ изображений показал, что эвтектоид,
ТВЁРДОФАЗНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В МЕТАЛЛИЧЕСКОЙ МАТРИЦЕ ЧУГУНА 1359
образующийся в высокохромистом чугуне, существенно отличается от
эвтектоида, возникающего в сталях, формой карбидных частиц.
Установлено, что лишь 28% карбидов имеют пластинчатую фор-
му, из них 13% – вид округлых (дискообразных), а 15% – вытяну-
тых пластин.
ТАБЛИЦА 1. Фазовый химический состав чугуна в литом состоянии.
TABLE 1. Phase chemical composition of as-cast iron.
Фаза
Массовая доля элементов, %
Cr Mn V Mo Si Ni
Эвтектический
карбид
43,70 1,03 2,73 0,13 1,41 0,06 0,68 0,04 0,06 0,01 0,13 0,08
Аустенит 7,31 0,23 1,47 0,15 0,14 0,05 0,24 0,07 0,82 0,05 0,96 0,17
Рис. 5. EDS-спектры, полученные от эвтектического карбида (а, спектр 1)
и дендритного участка (б, спектр 2) в литом чугуне (в).
Fig. 5. EDS-spectra of eutectic carbide (а, spectrum 1) and dendrite area (б,
spectrum 2) obtained in as-cast iron (в).
1360 Ю. Г. ЧАБАК
Округлые пластины имеют в диаметре 0,19—0,31 мкм (среднее зна-
чение 0,24 мкм), вытянутые – 0,42—0,65 мкм (среднее значение
0,55 мкм) в длину и 0,02—0,09 мкм (среднее значение 0,06 мкм) – в
ширину. Толщина пластинчатых карбидов составляет 0,02—0,05 мкм.
Большая часть карбидов ( 72%) имеют волокнистую форму.
Глубокое травление позволило обособить карбиды от матрицы, что
дало возможность более чётко проанализировать их форму. Такие
карбиды условно разделили на собственно волокнистые, имеющие
большую длину, и стержневидные – укороченные включения.
Диаметр волокнистых карбидов составил 0,05—0,09 мкм (среднее
значение 0,07 мкм), длина (в проекции) – 1,16—1,21 мкм (среднее
значение – 1,18 мкм). Стержневидные включения имели в диамет-
ре 0,04—0,09 мкм (среднее значение – 0,06 мкм), длину (в проек-
ции) – 0,19—0,32 мкм (среднее значение – 0,25 мкм). Можно пола-
гать, что и волокнистые, и стержневидные карбиды, по сути, являют-
ся включениями одного типа, сфотографированными под разными
ракурсами. Расстояние между отдельными карбидными включения-
ми колеблется от 0,03 до 0,15 мкм (среднее значение – 0,07 мкм).
На рисунке 7 показано изменение микроструктуры чугуна
270Х15Г2Н1МФТ в ходе дополнительной выдержки при 650 и
700C. Из рисунка видно, что в течение этой выдержки в матрице
чугуна протекали процессы коагуляции и сфероидизации эвтекто-
идных карбидов. Карбиды, имевшие изначально различную форму,
постепенно приобрели сфероидизированную, близкую к равноос-
ной, форму. Используя полученные изображения, проанализиро-
вали изменение соотношения количества карбидных включений
различной формы и их размеров в процессе сфероидизирующей об-
Рис. 6. Микроструктура эвтектоида, полученного выдержкой при 650C в
течение 8 ч.
Fig. 6. The microstructure of eutectoid, obtained after soaking at 650C for 8 h.
ТВЁРДОФАЗНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В МЕТАЛЛИЧЕСКОЙ МАТРИЦЕ ЧУГУНА 1361
работки (рис. 8). В самом начале выдержки (после 75 мин при 650C
и после 2,5 ч – при 700C) было зафиксировано появление округлых
включений; их количество монотонно возрастало, достигнув 82%
при 650C и 91% – при 700C. Параллельно происходило уменьше-
ние доли волокнистых и пластинчатых включений, причём количе-
ство волокон уменьшалось более резко. После 25 ч выдержки при
700C пластинчатые включения в структуре чугуна не фиксирова-
лись. Наиболее существенно соотношение количества включений
разной формы изменялось в течение первых 5 ч выдержки, что со-
гласуется с динамикой изменения твёрдости чугуна.
Наряду с описанными процессами происходило изменение сред-
Рис. 7. Микроструктура чугуна после выдержки на второй стадии обра-
ботки при 650C (а—г) и 700C (д—з) в течение 2,5 ч (а, д), 5 ч (б, е), 10 ч (в,
ж), 25 ч (г, з).
Fig. 7. The microstructure of cast iron after second stage treatment at 650C
(а—г) and 700C (д—з) after 2.5 h (а, д), 5 h (б, е), 10 h (в,ж), 25 h (г, з).
1362 Ю. Г. ЧАБАК
них размеров включений. Как следует из рис. 9, по мере выдержки
при температуре 650—700C фиксировалось существенное уменьше-
ние длины волокнистых и пластинчатых карбидов, при этом шири-
на пластин изменялась менее интенсивно, а диаметр волокон оста-
вался практически стабильным. Последнее обстоятельство позволя-
ет предположить, что сфероидизация шла путём дробления вытяну-
тых включений по механизму, описанному в [23], а именно, разде-
лением карбидов на части с образованием «перетяжек» в местах
скопления дефектов кристаллической решётки или выхода феррит-
ных субграниц на поверхность карбида. Параллельно с дроблением
происходило постепенное увеличение среднего диаметра округлых
включений до 0,23 мкм при 650C и до 0,28 мкм – при 700C.
Наиболее значительная трансформация размеров карбидов соответ-
ствовала первым пяти часам выдержки при обеих температурах.
Параллельно со сфероидизацией эвтектоидных карбидов проте-
кал процесс их коагуляции, что выразилось в постепенном укруп-
нении карбидов при увеличении среднего расстояния между ними
до 0,16 мкм при 650C и до 0,21 мкм – при 700C (рис. 10). Как сле-
дует из рис. 10, в ходе выдержки при 650C расстояние между кар-
бидами вначале несколько уменьшилось, а после 2,5 ч выдержки
стало монотонно нарастать. Указанный характер изменения меж-
карбидного расстояния объясняется тем, что на начальной стадии
процесс сфероидизации, протекающий путём дробления вытяну-
тых включений, опережает процесс коагуляции, в результате чего
происходит увеличение количества карбидных частиц. Такой сце-
нарий сопровождается ростом поверхностной энергии и должен ве-
Рис. 8. Влияние времени выдержки в процессе сфероидизации при 650C
(а) и 700C (б) на количество эвтектоидных карбидных включений раз-
личной формы.
Fig. 8. The effect of soaking time during spheroidization at 650C (а) and
700C (б) on amount of eutectoid carbides of different shapes.
ТВЁРДОФАЗНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В МЕТАЛЛИЧЕСКОЙ МАТРИЦЕ ЧУГУНА 1363
сти к постепенному затуханию процесса.
Вместе с тем, зафиксированное самопроизвольное развитие опи-
санных процессов в чугуне свидетельствует об обратном, т.е. о сни-
Рис. 9. Влияние времени выдержки в процессе сфероидизации при 650C (а)
и 700C (б) на средние размеры (диаметр округлых включений, длину и
ширину пластинчатых включений, длину и ширину волокон) эвтектоид-
ных карбидов.
Fig. 9. The effect of soaking duration at 650C (а) and 700C (б) on average
sizes (diameter of rounded conclusions, length and width of plate conclusions,
length and width of fibres) of eutectoid carbides.
Рис. 10. Влияние продолжительности выдержки при 650C и 700C на
среднее расстояние между эвтектоидными карбидами.
Fig. 10. The effect of soaking duration at 650C and 700C on average dis-
tance between eutectoid carbides.
1364 Ю. Г. ЧАБАК
жении свободной энергии системы. Авторы [24] объясняют это тем,
что атомы углерода, перераспределяясь во время сфероидизации
карбидов, занимают энергетически наиболее выгодные позиции,
соответствующие пониженной химической энергией системы. В
ходе выдержки при 650C очевидно, что условие достижения ми-
нимальной свободной энергии достигается ранее, чем при 700C, в
связи с чем процесс коагуляции практически завершается в течение
20 ч (о чём можно судить по стабилизации среднего межкарбидного
расстояния в пределах 0,15—0,16 мкм). При 700C процесс укруп-
нения продолжается вплоть до завершения выдержки в 25 ч, при-
водя к увеличению среднего расстояния между карбидами до
0,21 мкм.
Данные, представленные на рисунке 10, были использованы для
расчёта энергии активации процесса коагуляции эвтектоидных
карбидов в исследованном чугуне. Поскольку данный процесс отно-
сится к термически активируемым, расчёт вели с применением
уравнения Аррениуса:
),/exp( RTQAV (1)
где V – скорость процесса, Q – энергия активации, А – предэкспо-
ненциальный множитель, R – универсальная газовая постоянная.
В качестве скорости процесса приняли прирост среднего расстоя-
ния между карбидами, отнесённый ко времени выдержки. После
логарифмирования выражение (1) приводится к виду:
,
1
lnln
TR
Q
AV (2)
где отношение Q/R равно тангенсу угла наклона линейной зависи-
мости lnV f(1/Т) к оси 1/T.
Расчёт показал, что энергия активации коагуляции эвтектоид-
ных карбидов в исследованном чугуне 270Х15Г2Н1МФТ составляет
73,1 кДж/моль, что близко к значению энергии активации диффу-
зии углерода в феррите (80,3 кДж/моль [25]). Таким образом, мож-
но полагать, что коагуляция контролируется именно диффузией
углерода, следовательно, атомы карбидообразующих элементов не
принимают активного участия в диффузионных перемещениях
атомов в процессе формоизменения частиц. Это косвенно подтвер-
ждает тот факт, что выделившиеся в результате эвтектоидного пре-
вращения карбиды имеют цементитную природу, а не являются
специальными карбидами хрома.
Представленные результаты показывают, что применение двух-
ступенчатой выдержки в области субкритических температур (без
нагрева в область высоких температур) позволяет снизить твёрдость
высокохромистого чугуна 270Х15Г2Н1МФТ ниже 40 HRC и полу-
ТВЁРДОФАЗНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В МЕТАЛЛИЧЕСКОЙ МАТРИЦЕ ЧУГУНА 1365
чить структуру матрицы «феррит зернистые карбиды», что необ-
ходимо для удовлетворительной обрабатываемости материала ре-
занием. Эта схема термической обработки может быть применена
для отливок из чугунов, легированных повышенным количеством
марганца или никеля, взамен традиционно используемого отжига с
нагревом до температур, лежащих значительно выше критической
точки А1.
4. ВЫВОДЫ
1. Исследована кинетика превращения первородного (литого) аус-
тенита в чугуне 270Х15Г2Н1МФТ в субкритическом интервале
температур. Показано, что в пределах выдержки до 25 ч превраще-
ние аустенита протекает лишь в области температур 550—700C с
образованием тонкопластинчатого эвтектоида. С максимальной
скоростью превращение протекает при 650C; инкубационный пе-
риод при этой температуре составляет 5 мин, полное завершение
превращения достигается после 8 ч выдержки.
2. Продуктами эвтектоидного превращения в чугуне, легированном
14,6% Cr, являются феррит и карбиды цементитного типа. Карбиды
представляют собой волокнистые (стержневидные) или пластинча-
тые (дискообразные) включения с преобладанием первых ( 72%).
3. Повторный нагрев с выдержкой при 650—700C в течение до 25 ч при-
водит к полной сфероидизации и коагуляции эвтектоидных включений.
Согласно рассчитанной величине энергии активации (73,1 кДж/моль)
процесс укрупнения эвтектоидных карбидов контролируется диф-
фузией углерода в феррите, при этом тип кристаллической решётки
карбидов остаётся неизменным.
4. Двойная выдержка в области субкритических температур приво-
дит к снижению твёрдости чугуна 270Х15Г2Н1МФТ до 38 HRC и к
получению структуры «феррит зернистые карбиды», что соответ-
ствует условиям достижения удовлетворительной обрабатываемо-
сти чугуна резанием.
ЦИТИРОВАННАЯ ЛИТЕРАТУРА
1. A. Studnicki, J. Kilarski, M. Przybył, J. Suchoń, and D. Bartocha,
J. Achivements in Materials and Manufacturing Engineering, 16: 63 (2006).
2. Y. P. Wang, D. Y. Li, L. Parent, and H. Tian, Wear, 301, Nos. 1—2: 390 (2013).
3. И. И. Цыпин, Белые износостойкие чугуны (Москва: Металлургия: 1983).
4. Y. Hong-Shan, J. Wang, B.-L. Shen, H.-H. Liu, S.-J. Gao, and S.-J. Huang,
Wear, 261, No. 10: 1150 (2006).
5. J. Wang, C. Li, H. Liu, H. Yang, B. Shen, Sh. Gao, and S. Huang, Materials
Characterization, 56, No. 1: 73 (2006).
6. H. Liu, J. Wang, B. Shen, H. Yang, Sh. Gao, and S. Huang, J. University of
1366 Ю. Г. ЧАБАК
Science and Technology Beijing: Mineral, Metallurgy, Material, 14, No. 3: 231
(2007).
7. Ю. Г. Чабак, В. Г. Ефременко, Металлофиз. новейшие технол., 34, № 9:
1205 (2012).
8. D. Kmetic, F. Mlakar, and V. Tucic, Železarski Zbornik, 21, No. 4: 151 (1987).
9. V. G. Efremenko, Yu. G. Chabak, and M. N. Brykov, J. Materials Engineering
and Performance, 22, No. 5: 1378 (2012).
10. V. V. Parusov, I. I. Dolzhenkov, L. V. Podobedov, and I. A. Vakulenko,
Izvestiya Akademii Nauk SSSR. Metally, No. 5: 159 (1980).
11. А. А. Рауба, Г. В. Бычков, Литейное производство, № 7: 33 (1985).
12. R. J. Dawson, Abrasion Resistant Machinable White Cast Iron, Patent of USA
No. 4395284, C22C 3856 (Published July 26, 1983).
13. P. Amorim, H. Santos, and J. Santos, Materials Science Forum, 455—456: 290
(2004).
14. Ю. Г. Чабак, Строительство, материаловедение, машиностроение,
вып. 65: 188 (2013).
15. К. С. Радченко, М. М. Ямшинський, Г. Є. Федоров, Є. О. Платонов, Вісник
Донбаської державної машинобудівної академії, 32, № 1: 218 (2014).
16. V. G. Efremenko, K. Shimizu, and Yu. G. Chabak, Metallurgical and Materials
Transactions A, 44: 5434 (2013).
17. В. Г. Ефременко, К. Шимидзу, Ю. Г. Чабак, А. В. Джеренова, Б. В. Ефременко,
Наука та прогрес транспорту. Вісник Дніпропетровського національного
університету залізничного транспорту, 50, № 2: 103 (2014).
18. S. Inthidech, P. Sricharoenchai, and Y. Matsubara, International Journal of
Cast Metals Research, 25, No. 5: 257 (2012).
19. А. Ю. Куцов, М. А. Ковзель, Металознавство та обробка металів, № 1: 59
(2003).
20. V. G. Efremenko, K. Shimizu, A. P. Cheiliakh, T. V. Kozarevskaya,
K. Kusumoto, and K. Yamamoto, Int. J. Miner. Metall. Mater., 21: 1096
(2014).
21. G. Laird and G. L. F. Powell, Metallurgical and Materials Transactions A, 24,
No. 4: 981 (1993).
22. A. E. Karantzalis, A. Lekatou, and H. Mavros, J. Materials Engineering and
Perfomance, 2, No. 18: 174 (2009).
23. И. Е. Долженков, И. И. Долженков, Сфероидизация карбидов в стали
(Москва: Металлургия: 1985).
24. К. П. Бунин, Я. Н. Малиночка, Ю. Н. Таран, Основы металлографии чугуна
(Москва: Металлургия: 1969).
25. A. W. Batchelor L. N. Lam, and M. Chandrasekaran, Materials Degradation
and Its Control by Surface Engineering (London: Imperial College Press: 2011).
REFERENCES
1. A. Studnicki, J. Kilarski, M. Przybył, J. Suchoń, and D. Bartocha,
J. Achivements in Materials and Manufacturing Engineering, 16: 63 (2006).
2. Y. P. Wang, D. Y. Li, L. Parent, and H. Tian, Wear, 301, Nos. 1—2: 390 (2013).
3. I. I. Tsypin, Belye Iznosostoykie Chuguny (Moscow: Metallurgiya: 1983)
(in Russian).
4. Y. Hong-Shan, J. Wang, B.-L. Shen, H.-H. Liu, S.-J. Gao, and S.-J. Huang,
ТВЁРДОФАЗНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В МЕТАЛЛИЧЕСКОЙ МАТРИЦЕ ЧУГУНА 1367
Wear, 261, No. 10: 1150 (2006).
5. J. Wang, C. Li, H. Liu, H. Yang, B. Shen, Sh. Gao, and S. Huang, Materials
Characterization, 56, No. 1: 73 (2006).
6. H. Liu, J. Wang, B. Shen, H. Yang, Sh. Gao, and S. Huang, J. University of
Science and Technology Beijing: Mineral, Metallurgy, Material, 14, No. 3: 231
(2007).
7. Yu. G. Chabak and V. G. Efremenko, Metallofiz. Noveishie Tekhnol., 34, No. 9:
1205 (2012) (in Russian).
8. D. Kmetic, F. Mlakar, and V. Tucic, Železarski Zbornik, 21, No. 4: 151 (1987).
9. V. G. Efremenko, Yu. G. Chabak, and M. N. Brykov, J. Materials Engineering
and Performance, 22, No. 5: 1378 (2012).
10. V. V. Parusov, I. I. Dolzhenkov, L. V. Podobedov, and I. A. Vakulenko,
Izvestiya Akademii Nauk SSSR. Metally, No. 5: 159 (1980).
11. A. A. Rauba and G. V. Bychkov, Liteynoe Proizvodstvo, No. 7: 33 (1985)
(in Russian).
12. R. J. Dawson, Abrasion Resistant Machinable White Cast Iron, Patent of USA
No. 4395284, C22C 3856 (Published July 26, 1983).
13. P. Amorim, H. Santos, and J. Santos, Materials Science Forum, 455—456: 290
(2004).
14. Yu. G. Chabak, Stroitel’stvo, Materialovedenie, Mashinostroenie, Iss. 65: 188
(2013) (in Russian).
15. K. S. Radchenko, M. M. Yamshyns’kyy, H. Ye. Fedorov, and Ye. O. Platonov,
Visnyk Donbas’koyi Derzhavnoyi Mashynobudivnoyi Akademiyi, 32, No. 1: 218
(2014) (in Ukrainian).
16. V. G. Efremenko, K. Shimizu, and Yu. G. Chabak, Metallurgical and Materials
Transactions A, 44: 5434 (2013).
17. V. G. Efremenko, K. Shymydzu, Yu. G. Chabak, A. V. Dzherenova, and
B. V. Efremenko, Nauka ta Progres Transportu. Visnyk Dnipropetrovs’kogo
Natsional’nogo Universytetu Zaliznychnogo Transportu, 50, No. 2: 103 (2014)
(in Russian).
18. S. Inthidech, P. Sricharoenchai, and Y. Matsubara, International Journal of
Cast Metals Research, 25, No. 5: 257 (2012).
19. A. Yu. Kutsov and M. A. Kovzel’, Metaloznavstvo ta Obrobka Metaliv, No. 1:
59 (2003) (in Ukrainian).
20. V. G. Efremenko, K. Shimizu, A. P. Cheiliakh, T. V. Kozarevskaya,
K. Kusumoto, and K. Yamamoto, Int. J. Miner. Metall. Mater., 21: 1096
(2014).
21. G. Laird and G. L. F. Powell, Metallurgical and Materials Transactions A, 24,
No. 4: 981 (1993).
22. A. E. Karantzalis, A. Lekatou, and H. Mavros, J. Materials Engineering and
Performance, 2, No. 18: 174 (2009).
23. I. E. Dolzhenkov and I. I. Dolzhenkov, Sferoidizatsiya Karbidov v Stali
(Moscow: Metallurgiya: 1985) (in Russian).
24. K. P. Bunin, Ya. N. Malinochka, and Yu. N. Taran, Osnovy Metallografii
Chuguna (Moscow: Metallurgiya: 1969) (in Russian).
25. A. W. Batchelor L. N. Lam, and M. Chandrasekaran, Materials Degradation
and Its Control by Surface Engineering (London: Imperial College Press: 2011).
<<
/ASCII85EncodePages false
/AllowTransparency false
/AutoPositionEPSFiles true
/AutoRotatePages /None
/Binding /Left
/CalGrayProfile (Dot Gain 20%)
/CalRGBProfile (sRGB IEC61966-2.1)
/CalCMYKProfile (U.S. Web Coated \050SWOP\051 v2)
/sRGBProfile (sRGB IEC61966-2.1)
/CannotEmbedFontPolicy /Error
/CompatibilityLevel 1.4
/CompressObjects /Tags
/CompressPages true
/ConvertImagesToIndexed true
/PassThroughJPEGImages true
/CreateJobTicket false
/DefaultRenderingIntent /Default
/DetectBlends true
/DetectCurves 0.0000
/ColorConversionStrategy /CMYK
/DoThumbnails false
/EmbedAllFonts true
/EmbedOpenType false
/ParseICCProfilesInComments true
/EmbedJobOptions true
/DSCReportingLevel 0
/EmitDSCWarnings false
/EndPage -1
/ImageMemory 1048576
/LockDistillerParams false
/MaxSubsetPct 100
/Optimize true
/OPM 1
/ParseDSCComments true
/ParseDSCCommentsForDocInfo true
/PreserveCopyPage true
/PreserveDICMYKValues true
/PreserveEPSInfo true
/PreserveFlatness true
/PreserveHalftoneInfo false
/PreserveOPIComments true
/PreserveOverprintSettings true
/StartPage 1
/SubsetFonts true
/TransferFunctionInfo /Apply
/UCRandBGInfo /Preserve
/UsePrologue false
/ColorSettingsFile ()
/AlwaysEmbed [ true
]
/NeverEmbed [ true
]
/AntiAliasColorImages false
/CropColorImages true
/ColorImageMinResolution 300
/ColorImageMinResolutionPolicy /OK
/DownsampleColorImages true
/ColorImageDownsampleType /Bicubic
/ColorImageResolution 300
/ColorImageDepth -1
/ColorImageMinDownsampleDepth 1
/ColorImageDownsampleThreshold 1.50000
/EncodeColorImages true
/ColorImageFilter /DCTEncode
/AutoFilterColorImages true
/ColorImageAutoFilterStrategy /JPEG
/ColorACSImageDict <<
/QFactor 0.15
/HSamples [1 1 1 1] /VSamples [1 1 1 1]
>>
/ColorImageDict <<
/QFactor 0.15
/HSamples [1 1 1 1] /VSamples [1 1 1 1]
>>
/JPEG2000ColorACSImageDict <<
/TileWidth 256
/TileHeight 256
/Quality 30
>>
/JPEG2000ColorImageDict <<
/TileWidth 256
/TileHeight 256
/Quality 30
>>
/AntiAliasGrayImages false
/CropGrayImages true
/GrayImageMinResolution 300
/GrayImageMinResolutionPolicy /OK
/DownsampleGrayImages true
/GrayImageDownsampleType /Bicubic
/GrayImageResolution 300
/GrayImageDepth -1
/GrayImageMinDownsampleDepth 2
/GrayImageDownsampleThreshold 1.50000
/EncodeGrayImages true
/GrayImageFilter /DCTEncode
/AutoFilterGrayImages true
/GrayImageAutoFilterStrategy /JPEG
/GrayACSImageDict <<
/QFactor 0.15
/HSamples [1 1 1 1] /VSamples [1 1 1 1]
>>
/GrayImageDict <<
/QFactor 0.15
/HSamples [1 1 1 1] /VSamples [1 1 1 1]
>>
/JPEG2000GrayACSImageDict <<
/TileWidth 256
/TileHeight 256
/Quality 30
>>
/JPEG2000GrayImageDict <<
/TileWidth 256
/TileHeight 256
/Quality 30
>>
/AntiAliasMonoImages false
/CropMonoImages true
/MonoImageMinResolution 1200
/MonoImageMinResolutionPolicy /OK
/DownsampleMonoImages true
/MonoImageDownsampleType /Bicubic
/MonoImageResolution 1200
/MonoImageDepth -1
/MonoImageDownsampleThreshold 1.50000
/EncodeMonoImages true
/MonoImageFilter /CCITTFaxEncode
/MonoImageDict <<
/K -1
>>
/AllowPSXObjects false
/CheckCompliance [
/None
]
/PDFX1aCheck false
/PDFX3Check false
/PDFXCompliantPDFOnly false
/PDFXNoTrimBoxError true
/PDFXTrimBoxToMediaBoxOffset [
0.00000
0.00000
0.00000
0.00000
]
/PDFXSetBleedBoxToMediaBox true
/PDFXBleedBoxToTrimBoxOffset [
0.00000
0.00000
0.00000
0.00000
]
/PDFXOutputIntentProfile ()
/PDFXOutputConditionIdentifier ()
/PDFXOutputCondition ()
/PDFXRegistryName ()
/PDFXTrapped /False
/CreateJDFFile false
/Description <<
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
/BGR <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>
/CHS <FEFF4f7f75288fd94e9b8bbe5b9a521b5efa7684002000410064006f006200650020005000440046002065876863900275284e8e9ad88d2891cf76845370524d53705237300260a853ef4ee54f7f75280020004100630072006f0062006100740020548c002000410064006f00620065002000520065006100640065007200200035002e003000204ee553ca66f49ad87248672c676562535f00521b5efa768400200050004400460020658768633002>
/CHT <FEFF4f7f752890194e9b8a2d7f6e5efa7acb7684002000410064006f006200650020005000440046002065874ef69069752865bc9ad854c18cea76845370524d5370523786557406300260a853ef4ee54f7f75280020004100630072006f0062006100740020548c002000410064006f00620065002000520065006100640065007200200035002e003000204ee553ca66f49ad87248672c4f86958b555f5df25efa7acb76840020005000440046002065874ef63002>
/CZE <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>
/DAN <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>
/DEU <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>
/ESP <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>
/ETI <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>
/FRA <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>
/GRE <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>
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
/HRV (Za stvaranje Adobe PDF dokumenata najpogodnijih za visokokvalitetni ispis prije tiskanja koristite ove postavke. Stvoreni PDF dokumenti mogu se otvoriti Acrobat i Adobe Reader 5.0 i kasnijim verzijama.)
/HUN <FEFF004b0069007600e1006c00f30020006d0069006e0151007300e9006701710020006e0079006f006d00640061006900200065006c0151006b00e90073007a00ed007401510020006e0079006f006d00740061007400e100730068006f007a0020006c006500670069006e006b00e1006200620020006d0065006700660065006c0065006c0151002000410064006f00620065002000500044004600200064006f006b0075006d0065006e00740075006d006f006b0061007400200065007a0065006b006b0065006c0020006100200062006500e1006c006c00ed007400e10073006f006b006b0061006c0020006b00e90073007a00ed0074006800650074002e0020002000410020006c00e90074007200650068006f007a006f00740074002000500044004600200064006f006b0075006d0065006e00740075006d006f006b00200061007a0020004100630072006f006200610074002000e9007300200061007a002000410064006f00620065002000520065006100640065007200200035002e0030002c0020007600610067007900200061007a002000610074007400f3006c0020006b00e9007301510062006200690020007600650072007a006900f3006b006b0061006c0020006e00790069007400680061007400f3006b0020006d00650067002e>
/ITA <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>
/JPN <FEFF9ad854c18cea306a30d730ea30d730ec30b951fa529b7528002000410064006f0062006500200050004400460020658766f8306e4f5c6210306b4f7f75283057307e305930023053306e8a2d5b9a30674f5c62103055308c305f0020005000440046002030d530a130a430eb306f3001004100630072006f0062006100740020304a30883073002000410064006f00620065002000520065006100640065007200200035002e003000204ee5964d3067958b304f30533068304c3067304d307e305930023053306e8a2d5b9a306b306f30d530a930f330c8306e57cb30818fbc307f304c5fc59808306730593002>
/KOR <FEFFc7740020c124c815c7440020c0acc6a9d558c5ec0020ace0d488c9c80020c2dcd5d80020c778c1c4c5d00020ac00c7a50020c801d569d55c002000410064006f0062006500200050004400460020bb38c11cb97c0020c791c131d569b2c8b2e4002e0020c774b807ac8c0020c791c131b41c00200050004400460020bb38c11cb2940020004100630072006f0062006100740020bc0f002000410064006f00620065002000520065006100640065007200200035002e00300020c774c0c1c5d0c11c0020c5f40020c2180020c788c2b5b2c8b2e4002e>
/LTH <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>
/LVI <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>
/NLD (Gebruik deze instellingen om Adobe PDF-documenten te maken die zijn geoptimaliseerd voor prepress-afdrukken van hoge kwaliteit. De gemaakte PDF-documenten kunnen worden geopend met Acrobat en Adobe Reader 5.0 en hoger.)
/NOR <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>
/POL <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>
/PTB <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>
/RUM <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>
/RUS <FEFF04180441043f043e043b044c04370443043904420435002004340430043d043d044b04350020043d0430044104420440043e0439043a043800200434043b044f00200441043e043704340430043d0438044f00200434043e043a0443043c0435043d0442043e0432002000410064006f006200650020005000440046002c0020043c0430043a04410438043c0430043b044c043d043e0020043f043e04340445043e0434044f04490438044500200434043b044f00200432044b0441043e043a043e043a0430044704350441044204320435043d043d043e0433043e00200434043e043f0435044704300442043d043e0433043e00200432044b0432043e04340430002e002000200421043e043704340430043d043d044b04350020005000440046002d0434043e043a0443043c0435043d0442044b0020043c043e0436043d043e0020043e0442043a0440044b043204300442044c002004410020043f043e043c043e0449044c044e0020004100630072006f00620061007400200438002000410064006f00620065002000520065006100640065007200200035002e00300020043800200431043e043b043504350020043f043e04370434043d043804450020043204350440044104380439002e>
/SKY <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>
/SLV <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>
/SUO <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>
/SVE <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>
/TUR <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>
/UKR <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>
/ENU (Use these settings to create Adobe PDF documents best suited for high-quality prepress printing. Created PDF documents can be opened with Acrobat and Adobe Reader 5.0 and later.)
>>
/Namespace [
(Adobe)
(Common)
(1.0)
]
/OtherNamespaces [
<<
/AsReaderSpreads false
/CropImagesToFrames true
/ErrorControl /WarnAndContinue
/FlattenerIgnoreSpreadOverrides false
/IncludeGuidesGrids false
/IncludeNonPrinting false
/IncludeSlug false
/Namespace [
(Adobe)
(InDesign)
(4.0)
]
/OmitPlacedBitmaps false
/OmitPlacedEPS false
/OmitPlacedPDF false
/SimulateOverprint /Legacy
>>
<<
/AddBleedMarks false
/AddColorBars false
/AddCropMarks false
/AddPageInfo false
/AddRegMarks false
/ConvertColors /ConvertToCMYK
/DestinationProfileName ()
/DestinationProfileSelector /DocumentCMYK
/Downsample16BitImages true
/FlattenerPreset <<
/PresetSelector /MediumResolution
>>
/FormElements false
/GenerateStructure false
/IncludeBookmarks false
/IncludeHyperlinks false
/IncludeInteractive false
/IncludeLayers false
/IncludeProfiles false
/MultimediaHandling /UseObjectSettings
/Namespace [
(Adobe)
(CreativeSuite)
(2.0)
]
/PDFXOutputIntentProfileSelector /DocumentCMYK
/PreserveEditing true
/UntaggedCMYKHandling /LeaveUntagged
/UntaggedRGBHandling /UseDocumentProfile
/UseDocumentBleed false
>>
]
>> setdistillerparams
<<
/HWResolution [2400 2400]
/PageSize [612.000 792.000]
>> setpagedevice
|
| id | nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-112429 |
| institution | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| issn | 1024-1809 |
| language | Russian |
| last_indexed | 2025-12-07T16:56:40Z |
| publishDate | 2015 |
| publisher | Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України |
| record_format | dspace |
| spelling | Чабак, Ю.Г. 2017-01-21T16:02:49Z 2017-01-21T16:02:49Z 2015 Твердофазные превращения в металлической матрице высокохромистого чугуна в субкритическом интервале температур / Ю. Г. Чабак // Металлофизика и новейшие технологии. — 2015. — Т. 37, № 10. — С. 1349-1367. — Бібліогр.: 25 назв. — рос. 1024-1809 PACS: 61.72.Qq, 62.20.fk, 62.20.Qp, 64.75.Op, 81.30.Mh, 81.40.Cd, 81.40.Ef https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/112429 В статье представлены результаты изучения кинетики фазово-структурных изменений в литом высокохромистом чугуне в ходе выдержки в субкритическом интервале температур (350—700°C). Исследован чугун состава: 2,70% С, 2,20% Mn, 0,55% Si, 14,55% Cr, 0,93% Ni, 0,39% Мо, 0,38% V, 0,11% Ti. С применением микроструктурного метода построена С-диаграмма распада первородного (литого) аустенита в чугуне. Установлено, что в пределах выдержки до 25 ч превращение аустенита протекает лишь в области температур 550—700°C с образованием эвтектоида, состоящего из феррита и карбидов цементитного типа волокнистой или пластинчатой формы. Кинетический максимум превращения соответствует 650°C; инкубационный период при этой температуре составляет 5 мин; завершение превращения фиксируется после выдержки 8 ч. Образование эвтектоида при 700°C сопровождается выделением из аустенита вторичных карбидов. Повторная выдержка чугуна с эвтектоидной матрицей при 650—700°C в течение до 25 ч сопровождается полной сфероидизацией и коагуляцией эвтектоидных включений, что приводит к формированию ферритной матрицы с зернистыми карбидами средним диаметром 0,23—0,28 мкм. В процессе повторной выдержки изменение типа карбидов непроисходит. Энергия активации формоизменения карбидных частиц составляет 73,1 кДж/моль, что указывает на контролирующую роль диффузии углерода в феррите в процессах сфероидизации и коагуляции эвтектоидных карбидов. В результате двойной выдержки в области субкритических температур твёрдость чугуна снижается до 38—41 HRC, что обеспечивает чугуну удовлетворительную обрабатываемость резанием. У статті представлено результати вивчення кінетики фазово-структурних змін у литому високохромистому чавуні в ході витримки в субкритичному інтервалі температур (350—700°C). Досліджено чавун складу: 2,70% С, 2,20% Мn, 0,55% Si, 14,55% Сr, 0,93% Ni, 0,39% Мо, 0,38% V, 0,11% Тi. З використанням мікроструктурної методи побудовано С-діяграму розпаду первородного (литого) аустеніту в чавуні. Встановлено, що в межах витримки до 25 год перетворення аустеніту відбувається лише в області температур 550—700°C з утворенням евтектоїду, який складається з фериту та карбідів цементитного типу з волокнистої або платівчастої форми. Кінетичний максимум перетворення відповідає 650°C; інкубаційний період при цій температурі складає 5 хв.; завершення перетворення фіксується після витримки 8 год. Утворення евтектоїду при 700°C супроводжується виділенням з аустеніту вторинних карбідів. Повторна витримка чавуну з евтектоїдною матрицею при 650—700°C впродовж 25 год супроводжується повною сфероїдизацією та коаґуляцією евтектоїдних включень, що приводить до формування феритної матриці з зернистими карбідами з середнім діяметром у 0,23—0,28 мкм. В процесі повторної витримки зміна типу карбідів не спостерігається. Енергія активації формозміни карбідних частинок складає 73,1 кДж/моль, що вказує на контролювальну ролю дифузії Карбону в фериті в процесі сфероїдизації та коаґуляції евтектоїдних карбідів. В результаті подвійної витримки в області субкритичних температур твердість чавуну знижується до 38—41 HRC, що забезпечує чавуну задовільну оброблюваність різанням. The results of study of phase—structural changes’ kinetics in cast high-chromium cast iron during ageing in the subcritical range of temperatures (350—700°C) are presented in a given article. The iron composed of 2.70% C, 2.20% Mn, 0.55% Si, 14.55% Cr, 0.93% Ni, 0.39% Mo, 0.38% V, and 0.11% Ti is studied. Using the microstructural method, the TTT-diagram of transformation of primary (as-cast) austenite is plotted. As found, within 25 hours of soaking, the austenite transformation occurs only in a range of temperatures of 550—700°C to form a fine eutectoid consisting of ferrite and cementite carbides having the fibrous or platelet shapes. Kinetics maximum of transformation corresponds to 650°C; the incubation period at this temperature is 5 minutes; the completion of the transformation is recorded after 8 hours of soaking. Formation of eutectoid at 700°C is accompanied by the precipitation of fine secondary carbides from austenite. Repeated heating of cast iron having fully eutectoid matrix at 650—700°C for up to 25 hours results in complete spheroidization and coagulation of eutectoid carbides. This leads to the formation of ferrite matrix with the granular carbides of mean diameter of 0.23—0.28 μm. The data regarding the influence of soaking time at 650—700°C on the number of eutectoid carbides of different shapes are presented in a given article. During repeated heating, the cementite type of carbides is not changed. The activation energy of coagulation of eutectoid carbides is calculated to be 73.1 kJ/mol. It indicates that rates of spheroidization and coagulation of eutectoid carbides are controlled by diffusion of carbon in ferrite. Because of doubled subcritical treatment, the microhardness of matrix reduces to 285—365 HV as well as bulk hardness reduces to 38—41 HRC that provides satisfactory machinability of cast iron. ru Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України Металлофизика и новейшие технологии Фазовые превращения Твердофазные превращения в металлической матрице высокохромистого чугуна в субкритическом интервале температур Твердофазні перетворення в металевій матриці високохромистого чавуну в субкритичному інтервалі температур Solid-State Phase Transformation in Metallic Matrix of High-Chrome Cast Iron in Subcritical Temperature Range Article published earlier |
| spellingShingle | Твердофазные превращения в металлической матрице высокохромистого чугуна в субкритическом интервале температур Чабак, Ю.Г. Фазовые превращения |
| title | Твердофазные превращения в металлической матрице высокохромистого чугуна в субкритическом интервале температур |
| title_alt | Твердофазні перетворення в металевій матриці високохромистого чавуну в субкритичному інтервалі температур Solid-State Phase Transformation in Metallic Matrix of High-Chrome Cast Iron in Subcritical Temperature Range |
| title_full | Твердофазные превращения в металлической матрице высокохромистого чугуна в субкритическом интервале температур |
| title_fullStr | Твердофазные превращения в металлической матрице высокохромистого чугуна в субкритическом интервале температур |
| title_full_unstemmed | Твердофазные превращения в металлической матрице высокохромистого чугуна в субкритическом интервале температур |
| title_short | Твердофазные превращения в металлической матрице высокохромистого чугуна в субкритическом интервале температур |
| title_sort | твердофазные превращения в металлической матрице высокохромистого чугуна в субкритическом интервале температур |
| topic | Фазовые превращения |
| topic_facet | Фазовые превращения |
| url | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/112429 |
| work_keys_str_mv | AT čabakûg tverdofaznyeprevraŝeniâvmetalličeskoimatricevysokohromistogočugunavsubkritičeskomintervaletemperatur AT čabakûg tverdofazníperetvorennâvmetalevíimatricívisokohromistogočavunuvsubkritičnomuíntervalítemperatur AT čabakûg solidstatephasetransformationinmetallicmatrixofhighchromecastironinsubcriticaltemperaturerange |