ВИАМ/1997-202421 Исследование фазового состава и характера разрушения высокоуглеродистой хром-ванадиевой стали Л.Н. Беляков Е.Б. Чабина И.П. Жегина Сентябрь 1997 Всероссийский институт авиационных материалов (ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ) – крупнейшее российское государственное материаловедческое предприятие, на протяжении 80 лет разрабатывающее и производящее материалы, определяющие облик современной авиационно-космической техники. 1700 сотрудников ВИАМ трудятся в более чем 30 научноисследовательских лабораториях, отделах, производственных цехах и испытательном центре, а также в 4 филиалах института. ВИАМ выполняет заказы на разработку и поставку металлических и неметаллических материалов, покрытий, технологических процессов и оборудования, методов защиты от коррозии, а также средств контроля исходных продуктов, полуфабрикатов и изделий на их основе. Работы ведутся как по государственным программам РФ, так и по заказам ведущих предприятий авиационно-космического комплекса России и мира. В 1994 г. ВИАМ присвоен статус Государственного научного центра РФ, многократно затем им подтвержденный. За разработку и создание материалов для авиационнокосмической и других видов специальной техники 233 сотрудникам ВИАМ присуждены звания лауреатов различных государственных премий. Изобретения ВИАМ отмечены наградами на выставках и международных салонах в Женеве и Брюсселе. ВИАМ награжден 4 золотыми, 9 серебряными и 3 бронзовыми медалями, получено 15 дипломов. Возглавляет институт лауреат государственных премий СССР и РФ, академик РАН, профессор Е.Н. Каблов. Статья подготовлена для опубликования журнале «Материаловедение», № 2, 1998 г. Электронная версия доступна по адресу: www.viam.ru/public в Исследование фазового состава и характера разрушения высокоуглеродистой хром-ванадиевой стали Л.Н. Беляков, Е.Б. Чабина, И.П. Жегина Всероссийский институт авиационных материалов В данной работе приведены результаты исследования фазовых превращений, структуры, фазового состава и характера разрушения новой высокоуглеродистой стали Х6Ф6М, которая содержит 1,8–2,2% углерода, после закалки и отпуска имеет твердость 60–63 НRС э и при этом обладает высокой ударной вязкостью. Для повышения износостойкости она легирована большими количествами ванадия. Ключевые слова: высокоуглеродистая сталь Х6Ф6М, высокая ударная вязкость, цементуемые стали, ванадий. В настоящее время для изготовления нагруженных зубчатых колес в авиационной промышленности применяют, в основном, цементуемые стали. Предложение ряда авторов [1] заменить при изготовлении деталей цементуемые стали на высокоуглеродистые пока не нашло широкого применения, несмотря на то, что изделия из высокоуглеродистых сталей имеют более цементуемыми. высокую и Исключение стабильную процесса прочность длительной, по сравнению энергоемкой с и дорогостоящей цементации упростит и удешевит производство зубчатых колес, а также позволит сформировать мелкозернистую структуру стали с более равномерным, чем при цементации, распределением карбидной фазы. Кроме того, современные цементованные стали содержат в поверхностном слое избыточные карбиды цементитного типа, имеющие невысокую микротвердость (950–1050 НV [2]). Высокоуглеродистые стали можно легировать сильными карбидообразующими элементами, образующими более твердые, чем цементит, карбиды (например, ванадием, ниобием и др.), а также упрочнять сталь в результате дисперсионного твердения. Это позволит повысить износостойкость теплостойкость поверхности стали изделий для при зубчатых их колес изготовлении и из высокоуглеродистой стали. Одной из причин ограниченного применения высокоуглеродистых инструментальных обстоятельство, сталей что в качестве инструментальные конструкционных является высокоуглеродистые стали с твердостью более 62 HRC э имеют низкую вязкость разрушения и разрушаются хрупко, по механизму скола [3]. В данной работе приведены результаты исследования фазовых превращений, структуры, фазового состава и характера разрушения новой высокоуглеродистой стали Х6Ф6М [Пат. 2040584 РФ], которая содержит 1,8–2,2% углерода, после закалки и отпуска имеет твердость 60–63 HRC э и при этом обладает высокой ударной вязкостью. Для повышения износостойкости она легирована большими количествами ванадия, карбид которого имеет высокую микротвердость (более 200 HV [2]), что значительно выше, чем у легированного цементита и карбидов хрома. Исследование проведено на лабораторных плавках, выплавленных в открытой индукционной печи с последующим электрошлаковым переплавом. Слитки диаметром 110 мм и массой 17 кг ковали при 1100–1180°С в прутки сечением 14×14 мм, из которых изготавливали образцы. Химический состав исследованных в работе композиций стали приведен в табл. 1. Таблица 1. Химический состав исследованных плавок Номер плавки 1 2 3 Fe 86,1 81,3 77,6 Сr 6,2 8,4 9,3 Содержание элементов, % (мас.) V Мо Nb Ti Si 5,4 1,1 0,1 – 0,3 8,1 0,9 0,2 – 0,4 6,3 1,0 3,8 0,2 0,6 Mn 0,6 0,4 1,0 С 1,95 1,88 2,00 Сталь Х6Ф6М в зависимости от назначения можно применять после закалки с низким отпуском при 180–250°С или после закалки с отпуском при 500–560°С в интервале вторичного твердения. В случае низкого отпуска сталь для обеспечения высокой твердости должна содержать после закалки минимальное количество остаточного аустенита. При высоком отпуске происходит дестабилизация остаточного аустенита и его превращение в мартенсит в процессе охлаждения. В этом случае после закалки в структуре может оставаться значительное количество остаточного аустенита. На рис. 1 приведена зависимость мартенситной точки стали и количества остаточного аустенита, а также твердости от температуры нагрева под закалку. Рисунок 1. Влияние температуры закалки стали Х6Ф6М на мартенситную точку, количество остаточного аустенита и твердость Мартенситное превращение в стали изучено магнитным методом в анизометре, количество остаточного аустенита – магнитометрически на баллистической установке. С повышением температуры закалки от 950 до 1100°С происходит растворение легированных карбидов в аустените, в результате повышается содержание углерода в мартенсите и, соответственно, твердость низкоотпущенной стали. Дальнейшее повышение температуры закалки до 1150–1250°С приводит к увеличению содержания остаточного аустенита в стали и снижению ее твердости. Оптимальная температура закалки стали Х6Ф6М при низком отпуске 1050–1100°С обеспечивает твердость более 60 HRCэ. После высокого отпуска (530°С, 2–3 ч) остаточный аустенит полностью превращается в мартенсит. Поэтому при высоком отпуске температура закалки может быть повышена до 1150–1180°С. При этих температурах углерод более полно растворяется в аустените и твердость стали после отпуска при 530°С повышается до 62–64 HRC э . При твердости 59–64 HRC э сталь Х6Ф6М обладает высокой износостойкостью в условиях сухого трения и высокой ударной вязкостью. После испытаний стали на ударную вязкость исследовали характер разрушения с помощью растрового электронного микроскопа JSM-35. Сталь Х6Ф6М с низким отпуском при твердости 59–63 HRC э во всех исследованных вариантах легирования разрушается вязко, по механизму ямочного разрыва. В изломах наблюдается большое количество крупных первичных карбидов ванадия и хрома и мелкоямочный рельеф вокруг более мелких карбидов (рис. 2, а). Рисунок 2. Микрофрактограммы стали Х6Ф6М после закалки с низким при 180°С (а) и высоким при 530°С (б) отпуском После трехкратного отпуска при 530°С микропластичность излома меньше, чем после низкого отпуска (рис. 2, б). Ямки становятся менее пластичными, наблюдаются плоские участки с мелкими выделениями, по-видимому, по границам мартенситных кристаллов. Снижение локальной пластичности при разрушении вызывает снижение ударной вязкости. Однако хрупкий ручейковый узор в изломе отсутствует. Таким образом, хрупкое разрушение по механизму скола не является общей закономерностью для высоколегированных инструментальных сталей с высокой твердостью. Возможно создание сталей этого класса, разрушающихся вязко по механизму ямочного разрушения, что позволит применить их в качестве конструкционного материала при изготовлении нагруженных деталей приборов и агрегатов. При этом сталь после закалки с низким отпуском имеет большую вязкость, чем после высокого отпуска. Физико-механические свойства стали Х6Ф6М, в том числе твердость, износостойкость разрушения, зависят от химического состава мартенсита матрицы, от природы и морфологии карбидов, их размеров и распределения в матрице. В этой связи представляло интерес изучение природы и химического состава карбидных фаз в стали, а также химического состава матрицы. При низком отпуске стали (160–250°С) легированные карбиды из мартенсита не выделяются и в структуре присутствуют, главным образом, электрические карбиды размером 3–8 мкм, измельченные при горячей пластической деформации (рис. 3), и в небольшом количестве более мелкие карбиды, выделившиеся в аустенитной матрице при горячей пластической деформации и термической обработке. Рисунок 3. Влияние температуры отпуска на твердость стали Х6Ф6М, закаленной с 1100°С Химический состав крупных карбидов и твердого раствора после закалки с 970–1250°С определяли методом микрорентгеноспектрального анализа (МРСА) на установке «Суперпроб» (JCMA-733) с локальностью анализа 1 мкм2 и глубиной 1 мкм. Этот метод имеет преимущество перед методом фазового физико-химического анализа, так как позволяет дифференцированно определить химический состав отдельных карбидных фаз, присутствующих в структуре, а также определить химический состав матрицы непосредственно, а не расчетным путем, как его обычно определяют при фазовом физикохимическом анализе. На установке «Суперпроб» можно изучать микроструктуру в специальном режиме «СОМРО» (композиция). Контраст при этом создается упругоотраженными электронами за счет различной интенсивности отражения электронов от атомов с различной атомной массой. Легкие элементы отражают электроны в меньшей степени, чем тяжелые, поэтому отдельные фазы в структуре, имеющие бóльшую среднюю атомную массу, выглядят светлыми, меньшую среднюю атомную массу – темными. Карбидные фазы в стали Х6Ф6М четко выявлялись в микроструктуре на нетравленном микрошлифе в режиме «СОМРО». Для каждой из карбидных фаз и матрицы выполнено по десять определений содержания металлических химических элементов волновым методом и рассчитаны средние значения. Относительная погрешность определения металлических элементов волновым методом МРСА составляет ±5%. Суммарное количество металлических элементов в матрице стали Х6Ф6М, определенное в настоящем исследовании, равно 99,8±0,3% (мас.), что подтверждает высокую точность определения химического состава этим методом. Суммарное количество металлических элементов в анализируемых частицах карбидных фаз было меньше 100%. С помощью качественного МРСА установлено, что эти фазы содержат углерод, а также небольшие количества азота и кислорода, что позволяет идентифицировать указанные частицы как карбиды. Содержание углерода в карбидах рассчитано по формуле (в %): %С=100%–%Ме i . Погрешность оценки содержания углерода составляет 10% от полученной величины. Выразив содержание металлических элементов и углерода в атомных долях, можно оценочно получить формулу карбидной фазы. Соотношение Ме:С получали по формуле [2]: Me ат %Ме i / A i = , С ат %C / 12 где %Ме i – содержание элемента в карбиде по массе; А i – атомная масса этого элемента; %С – содержание углерода в карбиде, %; 12 – атомная масса углерода. Фазовый анализ методом МРСА выполнен на двух плавках стали Х6Ф6М и одной плавке этой стали, дополнительно легированной 2,59% ниобия. Результаты приведены в табл. 2. Таблица 2. Химический состав эвтектических карбидов и матрицы стали Х6Ф6М № Темпера- Фаза плавки тура закалки, °С 1 970 Сr 7 С 3 VC 0,8 V2C γ-матр. 2 1150 Сr 7 С 3 VC 0,8 V2C γ-матр. 3 1100 NbC 0,8 Сr 7 С 3 VC 0,8 V2C γ-матр. 1250 NbC 0,8 Cr 7 C 3 VC 0,8 V2C γ-матр. В стали Содержание элементов, % (мас.) Fe Cr V Mo Nb Ti Si Mn ∑Me i 46,6 2,5 21,1 92,2 44,1 3,2 24,6 88,6 2,6 46,1 3,2 31,5 87,3 2,6 45,3 4,1 28,5 86,4 28,4 4,7 7,8 5,0 32,4 4,0 7,9 7,9 1,1 32,8 6,8 7,4 8,7 1,1 31,6 6,0 8,5 8,8 11,7 75,1 52,9 1,1 13,5 72,8 49,2 2,1 12,8 10,6 54,1 34,6 1,5 13,2 11,1 48,6 34,2 2,1 3,7 1,5 5,1 0,5 1,9 0,6 4,8 0,5 0,3 1,9 3,5 2,7 0,6 1,3 2,1 3,4 2,8 0,6 0,2 0,2 0,3 0,1 0,1 0,1 0,3 – 69,7 0,2 18,2 15,2 0,1 68,8 0,3 23,3 16,7 0,2 0,1 0,1 0,1 – 2,2 – – – 2,3 0,1 0,2 0,2 – 2,2 0,1 0,2 0,2 – 0,1 0,1 0,1 0,2 0,1 0,1 – 0,3 0,2 0,2 0,2 0,3 0,7 0,2 0,1 0,1 0,2 0,8 0,5 – – 0,7 0,1 0,1 – 0,4 0,1 0,7 – 0,2 1,0 – 0,2 0,2 0,3 0,8 Х6Ф6М присутствуют три карбида 91,3 84,1 87,4 99,8 92,2 83,1 86,3 99,8 89,0 93,0 86,2 92,1 99,9 89,4 90,8 85,9 91,4 99,7 Соотно%C шение Me:С 8,7 15,9 12,6 7:3 1:0,81 1,6:1 7,8 16,9 13,7 7:2,7 1:0,87 1,5:1 11,0 7,0 13,8 7,9 1:0,81 7:2,4 1:0,77 2,4:1 11,0 9,2 14,1 8,6 1:0,81 7:3,2 1:0,82 2,2:1 эвтектического происхождения: железо-хромистого типа CR 7 C 3 с тригональной решеткой и два ванадиевых. Атомное соотношение Me:С в железо-хромистом карбиде (табл. 2, пл. №1 и 2) близко к стехиометрическому соотношению 7:3 в карбиде Ме 7 С 3 , но отличается от этого соотношения для отдельных плавок. Отклонение содержания углерода в карбиде относительно стехиометрической величины свидетельствует о широкой концентрационной области существования этого карбида в сложнолегированной стали. Аналогичные результаты, свидетельствующие о заметном изменении растворимости углерода в карбиде Ме 7 С 3 относительно стехиометрической концентрации, получены в работе Хечко [4, с. 681]. Обычно содержание железа, замещающего хром в карбиде Ме 7 С 3 , не превышает 30–50%. Содержание железа, определенное экспериментально в железо-хромистом карбиде стали Х6Ф6М, выше содержания в нем хрома. Это, по-видимому, обусловлено присутствием в хромистом карбиде ванадия и молибдена, влияющих на активность хрома и железа в нем. В системе Fe–V–С ванадий, по мнению большинства исследователей, образует один карбид состава VC (или V 4 C 3 ) с кубической решеткой [4], в которой часть мест, отведенных атомам углерода, может быть не заполнена, а соотношение Me:С, изменяющееся от 1:1 до 1:0,75, описывает границы области существования карбида. Осава и Ойя [4] обнаружили также карбид V 2 C с гексагональной плотной упаковкой, но другими исследователями образование этого карбида подтверждено не было. В стали Х6Ф6М исследование методом МРСА выявило два ванадиевых карбида, существенно различающихся по своему химическому составу, а поэтому отличающихся по контрасту при исследовании микроструктуры в отраженных электронах. Один из карбидов близок по химическому составу к карбиду VC. Атомное соотношение Me:С у этого карбида 1:0,8, что несколько отличается от соотношения для V4C3 и VC, занимает промежуточное значение. Карбид VC 0, 8 содержит небольшие количества железа, хрома и молибдена. Второй карбид отличается от карбида VC 0, 8 значительно большим содержанием железа и хрома, а также углерода. Атомное соотношение Me:С в нем близко к V 2 C или V 3 C 2 . Возможно, что это карбид V2 C, упомянутый в [4], с широкой областью существования. В нашем случае система многокомпонентная и дополнительное легирование ее, по-видимому, стабилизирует карбид состава, отличающегося от VC 0,8 . Поскольку карбиды VC 0,8 и типа V2C при исследовании в микроанализаторе «Суперпроб» в режиме «СОМРО» отличаются по контрасту, можно было оценить их количество. Основная масса карбидов ванадия представлена карбидом VC 0,8 . Доля карбида типа V 2 C составляет ~15% от общего количества эвтектических карбидов ванадия. Именно карбид VC 0, 8 , обладающий высокой твердостью [2], и необходим для повышения износостойкости высокоуглеродистой стали. Добавка 2,59% Nb в сталь Х6Ф6М вызывает образование наряду с карбидами хрома и ванадия также карбида ниобия, содержащего кроме ниобия 13% (маc.) ванадия и небольшие количества железа и хрома (табл. 1). Соотношение Me:С в этом карбиде равно 1:0,84, что соответствует NbC с небольшим дефицитом по углероду. Карбид ниобия, по мнению Гудремона [4], так же как и карбид ванадия, имеет широкую область существования, изменяющуюся от NbC до Nb 4 С 3 . Следует отметить, что отклонение соотношения Me:С в карбидах ванадия, хрома и ниобия от стехиометрического и присутствие в структуре стали нескольких карбидных фаз делает невозможным расчетное определение содержания углерода в мартенситной матрице при фазовом физико-химическом анализе по количеству металлических элементов в карбидах, так как определить соотношение Me:С для каждого из карбидов конкретной многокомпонентной стали методом фазового физико- химического анализа нельзя. Карбид ниобия NbC изоморфен карбиду ванадия типа VC, и в стали следовало ожидать образования общего карбида (V, Nb)C. То, что NbC 0,84 самостоятельно присутствует в структуре стали Х6Ф6М, свидетельствует о том, что карбиды ниобия и ванадия, по-видимому, образуются при кристаллизации стали в разных температурных интервалах. Ниобий, как более сильный карбидообразующий элемент, вероятно, образует NbC при кристаллизации раньше ванадиевого карбида, тогда как VС 0, 8 образуется преимущественно при кристаллизации эвтектики. Карбиды NbC 0,84 по размерам не крупнее карбидов хрома и ванадия. Горячая пластичность стали с ниобием такая же, как у стали без ниобия. Ниобий – перспективный компонент для легирования износостойких высокоуглеродистых сталей. Введение в сталь Х6Ф6М ниобия не влияет на состав железо-хромистого карбида. Ниобий в этот карбид не входит и не влияет на соотношение легирующих элементов в нем. В карбидах ванадия ниобий присутствует в больших количествах, он стабилизирует карбиды ванадия, изменяя соотношение количества хромистых и ванадиевых карбидов в сторону ванадиевых. Исследование микроструктуры показало, что при 1250°С сталь Х6Ф6М находится выше эвтектической температуры. В стыках крупных зерен при 1250°С образовался расплав, который при последующей закалке образцов в масле закристаллизовался в эвтектическую смесь, состоящую из γ-матрицы и карбидов. Количественный анализ эвтектических карбидов показал, что они того же состава, как и крупные карбиды в деформированной стали, закаленной от 1100°С, т.е. в эвтектике содержится NbC 0,84 , оба карбида ванадия и железохромовый карбид типа Сr 7 С 3 . Часть карбидов NbC 0, 84 остается вне эвтектической смеси, не растворяется в расплаве, т.е. это первичные карбиды, выделившиеся при кристаллизации стали при более высокой температуре. Твердый раствор внутри зерен после закалки с 1250°С не содержит избыточных карбидов хрома и ванадия. Следовательно, кристаллизация стали Х6Ф6М начинается с выделения γ-фазы и вблизи температуры 1250–1200°С в межосных пространствах образуется многофазная эвтектика, включающая все легированные карбиды стали. После закалки стали от 1250°С небольшое количество карбидной фазы присутствует на границах зерен. Образование жидкой фазы в структуре стали при нагреве 1200°С и выделении карбидных частиц по границам зерен – одна из причин падения горячей пластичности стали Х6Ф6М выше 1200°С. Температура закалки и температура горячей пластической деформации стали типа Х6Ф6М должна быть ограничена 1130–1160°С. Деформацию стали следует проводить с небольшими обжатиями за один проход, чтобы избежать перегрева стали в процессе горячей деформации. В стали Х6Ф6М, закаленной от 1050–1100°С, наряду с крупными эвтектическими карбидами присутствует большое количество более мелких карбидов, которые, по-видимому, выделились из γ-твердого раствора в процессе охлаждения стали ниже эвтектической температуры. Состав этих карбидов невозможно определить с помощью МРСА (при локальности 1 мкм2). Однако качественный анализ позволяет идентифицировать элементы, входящие в состав этих частиц. Определено, что в состав мелких карбидов входят хром и ванадий. Косвенно сведения о составе этих карбидов можно получить, сопоставив состав матрицы после закалки с 970–1100°С с ее составом после закалки от более высоких температур. После закалки от 1250°С карбидная фаза в объеме зерна отсутствует, она растворена при нагреве. Понижение температуры нагрева до 1100°С вызвало выделение из твердого раствора карбидов ванадия [содержание ванадия в твердом растворе снизилось от 2,1 до 1,5% (мас.)], тогда как концентрация хрома в γ-матрице практически не изменилась. Это свидетельствует о заметной растворимости именно карбидов ванадия при повышении температуры. По-видимому, дисперсные карбиды, распределенные в объеме зерна стали Х6Ф6М, – преимущественно карбиды ванадия. Следует отметить, что растворимость ванадия в γ-матрице в равновесии с углеродом, оставшимся последующего после довыделения эвтектической карбидов, при кристаллизации понижении и температуры достаточно высока: 1,1–2,1% (мас.). Это означает, что для получения твердых карбидов ванадия в высокоуглеродистых сталях содержание ванадия в ней должно быть значительным, так как 1,5–2,0% ванадия будут растворены в матрице при термической обработке, и легирование стали ванадием в количестве до 1,5–2,0% можно будет использовать для упрочнения стали только при отпуске в интервале вторичного твердения (530–560°С). При низком отпуске стали с пониженным содержанием ванадия (менее 2%) большая часть ванадия остается при закалке в твердом растворе и не окажет заметного влияния на природу избыточных карбидов в стали. Высокое содержание ванадия, хрома и молибдена в твердом растворе обеспечивает высокую теплостойкость стали Х6Ф6М. На рис. 3 приведена зависимость твердости стали от температуры отпуска. До температуры 600°С сохраняется твердость 59–62 HRCэ, необходимая для того, чтобы предотвратить интенсивный износ и схватывание поверхностей трения при повышенных удельных давлениях и скоростях скольжения. Избыточные карбиды ванадия и хрома оказывают дополнительное положительное влияние на сопротивление стали Х6Ф6М износу [2]. Полученные в настоящей работе величины растворимости ванадия в аустените стали Х6Ф6М совпадают с растворимостью ванадия в аустените тройной системы Fe–V–С в работах [4, 5]. Незначительное различие в растворимости ванадия в аустените исследованной в работе стали и в тройной диаграмме Fe–V–С в работах [4, 5] свидетельствуют о слабом влиянии хрома и молибдена на активность ванадия в γ-твердом растворе. Что касается карбида ванадия, то добавка этих элементов в систему Fe–V–С привела к появлению в сплаве второго карбида ванадия, не существующего в тройной системе. Более эффективен при образовании карбидной фазы ниобий: его растворимость в аустените всего 0,1–0,2%. Ниобий удобен тем, что, образуя карбиды МеС меньше, чем ванадий, изменяет физико-химические свойства твердого раствора. Это особенно важно в том случае, когда сталь содержит большое количество ферритообразующих элементов и возможно образование в микроструктуре нежелательного структурного свободного феррита. Небольшие количества ниобия в твердом растворе окажут меньшее ферритообразующее влияние, чем ванадий в количестве 1,5–2,0%. Исследование эвтектических карбидов и твердого раствора в высокоуглеродистой легированной стали Х6Ф6М методом МРСА показало большие возможности этого метода при фазовом анализе инструментальных сталей. Метод МРСА позволил с высокой точностью провести дифференцированный химический анализ крупных карбидов, образующих микроструктуру стали. Методом МРСА определен химический состав матрицы стали, растворимость легирующих элементов в матрице и в карбидах, установлено присутствие в стали второго карбида ванадия. Разумеется, МРСА не исключает, не заменяет полностью фазовый физикохимический анализ, но дополняет его, дает возможность более полно и точно описать фазовые и структурные превращения в инструментальных сталях. Выводы Методом микрофрактографии установлено, что высокоуглеродистая хромисто-ванадиевая сталь Х6Ф6М при твердости 60–64 HRC э разрушается вязко по механизму ямочного разрыва с высокой микропластичностью. Методом микрорентгеноспектрального анализа изучен химический состав карбидов и мартенситной матрицы стали Х6Ф6М. Показано, что ванадий образует в стали Х6Ф6М не один, а два эвтектических карбида: VC 0,82 и V 2 С; хром – карбид типа Сr 7 С 3 и ниобий – NbC 0,8 . Содержание углерода в карбидах VC 0,82 и NbC 0, 8 меньше стехиометрического, а в V 2 C и Сr 7 С 3 варьируется в широких пределах относительно стехиометрического состава. Ванадий в высокоуглеродистых хромисто-ванадиевых сталях обладает высокой растворимостью в аустените при 970–1200°С (1,1–2,1%), которая существенно зависит от температуры нагрева под закалку. Список литературы: 1. Потак Я.М. Высокопрочные стали. – М.: Металлургия, 1972. 208 с. 2. Геллер Ю.А. Инструментальные стали. – М.: Металлургия, 1983. 527 с. 3. Кремнев Л.С. Особенности разрушения инструментальных материалов // МиТОМ. 1994. № 4. С. 17–22. 4. Гудермон Э. Специальные стали. – М.: Металлургиздат, 1960. Т. 1–2. 1683 с. 5. Сильман Г.К. Диаграмма состояния сплавов системы Fe–C–V и ее использование в металловедении сталей и чугунов // МиТОМ. 1992. № 11. С. 4–8.