CC BY
8
УДК 621.721
DOI: 10.24412/2071-6168-2023-5-362-363
ИЗУЧЕНИЕ И АНАЛИЗ С ОЦЕНКОЙ ИЗНОСА ПОКРЫТИЯ ИЗ ПОРОШКОВОЙ СТАЛИ Р6М5, ПОЛУЧЕННОГО ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВОЙ НАПЛАВКОЙ В ВАКУУМЕ С ПРИМЕНЕНИЕМ
ТЕРМОЦИКЛИРОВАНИЯ
В.Н. Гадалов, В.Р. Петренко, С.Н. Кутепов, О.М. Губанов, А.В. Филонович, А.А. Калинин
В статье рассмотрены особенности формирования структуры покрытий на основе стали Р6М5, полученные с помощью многопроходной электронно-лучевой наплавки в вакууме. Установлено, что в карбидной подсистеме упрочненного слоя формируется мультимодальное распределение упрочняющих частиц по размерам. Показано, что объемная доля вторичного карбида М6С и остаточного аустенита матрицы может регулироваться в широких пределах в зависимости от термического цикла наплавки. Выявлено, что с ростом количества остаточного аустенита в покрытиях их износостойкость повышается за счет у-а'-мартенситного превращения и наличия дисперсных вторичных карбидов в объеме зерен матрицы.
Ключевые слова: электронно-лучевая наплавка, термоциклирование, порошковая сталь Р6М5, структура, фазовый состав, карбиды, износостойкость, твердость.
Для защиты деталей и изделий из металлических материалов от различных внешних воздействий, а именно износа, коррозии, статических и динамических нагрузок, высоких температур; работающих в трибосопряжениях и в условиях воздействия абразивов применяется нанесение износостойких покрытий порошковым напылением или наплавкой, в частности электронно-лучевым методом в вакууме [1, 2, 6, 14, 17, 18, 24, 25, 27, 29].
Общеизвестны и закономерны исследования направленные на установление взаимосвязи между износостойкостью сталей и сплавов и другими их физико-механическими свойствами [1-3, 21]. Наиболее простыми, на первый взгляд, являются попытки получения данных о зависимости износостойкости от твердости - чем тверже материал, тем труднее должен он истираться. Однако оказывается, что такая зависимость имеет весьма сложный характер, особенно для гетерофазных материалов (твердых сплавов, карбидосталей и покрытий на их основе) [4-6].
На их износостойкость существенное влияние помимо твердости оказывает целый ряд факторов: объемная доля, размер, форма и фазовый состав частиц упрочнителя; размер межкарбидных прослоек, фазовый состав матрицы, количество растворенных компонентов, составляющих частицы упрочните-ля, наличие остаточного аустенита и его способность к фазовому превращению под внешним воздействием.
Измельчение упрочняющей фазы до нано- и субструктурного состояния, когда резко возрастает доля атомов, находящихся на границах зерен, может увеличивать вязкость материалов и даже реали-зовывать эффект сверхпластичности [14]. Данные материалы демонстрируют лучшие свойства, как при абразивном износе, так и при износе трением скольжения [7, 8]. Однако сохранить исходную дисперсную структуру в процессе нанесения покрытий, например на основе системы WC-Co, не удается [6], что приводит к более высоким скоростям износа наплавленных покрытий в сравнении с их спеченными аналогами.
Известно [9, 10], что более высокая износостойкость литых быстрорежущих сталей в сравнении с деформированными объясняется наличием в их структуре каркаса твердых эвтектических карбидов по границам зерен твердого раствора. Сетка эвтектических карбидов в условиях окислительного и абразивного изнашивания эффективнее, чем одиночные, структурно обособленные карбидные частицы.
Для предохранения объема зерен относительно мягкой матрицы от истирания необходимы дисперсные карбидные выделения. Анализ литературы, посвященной объемным композитам WC-Co [7, 8, 11] показывает, что при переходе от микро- к нанокристаллической структуре карбидной фазы (при данном содержании кобальта) межкарбидная прослойка матрицы сокращается, что приводит к увеличению твердости.
Износостойкость при этом резко возрастает как при трении скольжения, так и при абразивном износе. Эффект обусловлен уменьшением размера карбидных зерен и толщины межкарбидных прослоек, что ограничивает их избирательный износ и, как следствие, последующее выкрашивание карбидных частиц [7, 8]. Можно надеяться, что два морфологических типа карбида (сетчатые выделения по границам зерен и ультрамелкодисперсные по границам и в объеме твердого раствора) в упрочненном слое, значительно отличающиеся по размерам (мультимодальное распределение: di^ = 3,8 мкм, d2^ = 0,65 мкм и d3^ < 0,25 мкм), позволят увеличить износостойкость композита WC-Co.
Дополнительным фактором повышения износостойкости может служить мартенситное превращение метастабильной аустенитной матрицы под воздействием внешних прикладываемых нагрузок [5]. Исследования характера деформации и разрушения композиционных материалов указывают на ведущую роль связующей фазы в обеспечении пластичности материала.
Повышение пластичности композита связывают со способностью связки релаксировать концентраторы напряжений, передавать нагрузку на карбидные частицы и обеспечивать торможение в развитии трещин при разрушении карбидов. Это можно осуществить только при условии наличия структурно-фазового превращения в матрице.
Данный механизм деформации в отличие от скольжения позволяет одновременно смещать атомы кристаллической решетки на межатомные расстояния, формируя новую кристаллическую структуру под действием напряжения в любом малом объеме материала, например в тонких прослойках, между карбидными частицами.
В качестве метода формирования упрочненного слоя особый интерес представляет электроннолучевая технология наплавки в вакууме. Она обеспечивает дозированный концентрированный ввод энергии до 105 Вт/см2, возможность подачи композиционного наплавочного материала в ванну расплава, рафинирование наплавляемого металла, минимальное проплавление основы, небольшие размеры ванны расплава. Значительный перегрев ванны в зоне действия электронного луча способствует растворению твердых частиц в сварочной ванне, а минимальное время ее существования - формированию пересыщенного твердого раствора легирующих элементов в матрице.
В условиях термоциклирования, обусловленного многопроходной электронно-лучевой наплавкой, возможно выделение дисперсных карбидных фаз из пересыщенного твердого раствора матрицы. В качестве связующей фазы предпочтительно использовать сталь Р6М5Ф3, в которой при определенных скоростях нагрева, охлаждения и малого объема ванны расплава возможно, сохранить некоторое количество метастабильного остаточного аустенита, способного релаксировать концентраторы напряжений при температурах ниже Мн за счет у^-а'-мартенситного превращения [5].
Цель настоящей работы - исследование влияния термоциклирования при многопроходном электронно-лучевом воздействии на структурно-фазовое состояние и износостойкость покрытий на основе стали Р6М5.
Материалы и методы исследования. Для электронно-лучевой наплавки (ЭЛН) в вакууме (остаточное парциальное давление не менее 0,013 Па) использовали порошок из быстрорежущей стали Р6М5Ф3 дисперсностью (50...350) мкм, полученный распылением расплава в воду, производства ОАО «Тулачермет».
Наплавку проводили на плоские образцы размером (30*200) мм [толщина h образцов основного металла (подложки) изменялась в интервале (5.40) мм], изготовленные из стали 30. Число проходов электронного луча было равно 4. Мощность электронного луча, согласно ранее проведенной работе [12], меняли в зависимости от номера прохода: первый проход - (4050.4300) Вт; второй проход -(2900.3200) Вт; третий проход - (2160.2300) Вт; четвертый проход - (2000.2100) Вт.
Диаметр электронного луча, длина развертки и скорость движения подложки не изменялись и составили соответственно 1 мм, 20 мм и 2,8 мм/с. Наплавке предшествовал предварительный проход электронного луча малой мощности с силой тока (25.40) мА для рафинирования поверхности образцов основного металла (подложки).
Для оценки температуры в процессе ЭЛН в центр по длине заготовки из основного металла вводили вольфрам-рениевую термопару, располагающуюся в непосредственной близости от поверхности наплавляемого металла (0,5 мм). Реальная температура в зоне действия луча была значительно выше, однако данная интегральная температура и скорость ее спада (охлаждения) с одновременным анализом термокинетических кривых распада переохлажденного аустенита [13] позволяла оценить фазовый состав покрытия.
Структуру наплавленных покрытий (на продольных и поперечных микрошлифах) исследовали с помощью оптического микроскопа (ОМ) Olympus GX 51, снабженного анализатором SIAMS 700, растрового электронного микроскопа (РЭМ) Philips SEM 515, снабженного микроанализатором EDAX ЕСО1Ч IV.
В данной работе способ приготовления микрошлифов традиционный - механическое шлифование и полирование на алмазных пастах различной дисперсности. Химическое травление производили в 4%-ном спиртовом растворе НNОз. Определение количественных характеристик микроструктуры (количества, размеров, формы, распределения различных фаз) проводили с использованием пакета прикладных программ фирмы «SIAMS».
Исследование фазового состава образцов непосредственно после наплавки и после испытаний на абразивный износ осуществляли методом рентгеноструктурного анализа (РСА) на дифрактометре ДРОН-7 с фильтрованным CoKa-излучением в режиме сканирования в интервале углов 20 от (15 до 150) с шагом 0,1°. При проведении качественного фазового анализа использовали хорошо известные картотеки, а для количественного фазового анализа - значения интегральной интенсивности дифракционных линий.
Микротвердость (Нц) покрытий и подложки, непосредственно прилегающей к наплавке (2 мм), измеряли на приборе ПМТ-3 (ГОСТ 9450-76) с шагом по глубине 100 мкм при нагрузке 0,981 Н. Измерения производили в виде двух параллельных дорожек со смещением уколов индентора между дорожками 50 мкм. Расстояние между дорожками - 200 мкм. Это позволило построить график изменения микротвердости по толщине с шагом 50 мкм. Анализ микроструктуры и измерения микротвердости образцов после испытаний на износ проводили на косых шлифах (угол при вершине 2°).
Абразивную износостойкость определяли по ГОСТ 23.208-79 «Испытание материалов на абразивное изнашивание при трении о нежесткозакрепленные абразивные частицы». Абразив (кварцевый песок) имел явную огранку в виде острых углов и ребер. Для оценки изменения гранулометрического состава были построены распределения данных частиц абразива по размерам. Средний размер абразивных частиц не изменялся после проведения испытаний на износ ^ср = 200 мкм).
Результаты и их обсуждение. По данным А.П. Гуляева [14] для стали Р6М5Ф3 в период, протекания у^-а'-мартенситного превращения при охлаждении максимум пластичности наблюдается в интервале температур Ма...Мн (Md-температура начала мартенситного превращения под деформацией аустенита). За счет наличия остаточного аустенита и эффекта сверхпластичности, которым обладает данная сталь, можно надеяться на релаксацию термических напряжений и, следовательно, полностью исключить образование сетки трещин в упрочненном слое в процессе быстрого охлаждения и значительно увеличить его износостойкость.
Также в ряде работ отмечается, что получение в процесс наплавки в объеме упрочненного слоя однородной дисперсно-упрочненной структуры с мультимодальным (бимодальным) распределением частиц упрочняющей фазы по размерам позволяет увеличить их износостойкость в (1,5.2) раза [15, 16].
По данным микрорентгеноспектрального анализа (10 анализируемых точек (объемов)) наплавленный слой имеет следующий химический состав: Fе; 1,34С; 5,94W; 1.35V; 4,0Сг; 5,37 Мо, % вес. Совместный анализ микроструктуры и рентгеноструктурных данных свидетельствует о том, что упрочняющая фаза в покрытиях представлена карбидами МбС и VC Карбид М6С имеет два морфологических типа: первый тип - сетчатые эвтектические карбиды по границам зерен твердого раствора со средним размером 3,8 мкм; второй морфологический тип карбидов - дисперсные (<0,25 мкм) равноосные карбиды, расположенные внутри зерен аустенитной матрицы. Карбид ванадия представлен отдельными округлыми выделениями (белые частицы), в основном расположенными вблизи эвтектических карбидов типа
М6С.
На рис. 1, а представлено изменение объемной доли дисперсных вторичных карбидов в зависимости от толщины подложки. Видно, что наибольшее количество дисперсных карбидов МбС выделяется в упрочненном слое, нанесенном на образцы основного металла толщиной до ~ 21 мм, которые в ходе наплавки прогревались до температур интенсивного их выделения (600.700) °С.
Средний размер частиц карбида ванадия равен 0,65 мкм (рис. 1, б), а их объемная доля не превышает (0,7.0,9) %. Матрица в покрытии находится в двухфазном состоянии (мартенсит и аустенит). В зависимости от толщины образцов основного металла доля мартенсита изменяется по кривой с минимумом (рис. 2, а).
Данная немонотонная зависимость обусловлена термоциклированием в ходе многопроходной наплавки и прогревом образцов до различных температур в зависимости от толщины основного металла.
Таким образом, в зависимости от термического цикла многопроходной наплавки (толщины образцов основного металла) в упрочненном слое удается сформировать структурно-фазовое состояние, отличающееся количественным соотношением в карбидной и связующей подсистемах. В карбидной подсистеме формируется мультимодальное распределение упрочняющих частиц по размерам: мелкозернистые выделения эвтектического карбида М6С с размером зерна dlср ~ 3,8 мкм и субмикрокристаллические выделения с размерами зерен d2ср ~ 0,65 мкм (УС) и dзср < 0,25 мкм (вторичный карбид М6С). Термический цикл наплавки особенно сильно влияет на объемную долю вторичного карбида М6С, которая может изменяться в зависимости от толщины образцов основного металла в ~ 1,5 раза.
V, %
10 2D It A,i
а
<Ц - 0.61 мхн
I 1 < hih
б
Рис. 1. Объемная доля дисперсных < 0,25 мкм карбидов МбС в зависимости от толщины образцов
основного металла (а) и распределение частиц карбида ванадия по размерам (б)
- На, МП»
юооо
6000
0 10 30 30 А, ни О 10 М 10 к. им
а б
Рис. 2. Изменение доли мартенсита (а) и средней микротвердости (б) в покрытиях в зависимости
от толщины образцов основного металла
В связующей подсистеме в зависимости от термического цикла наплавки изменяется количественное соотношение между мартенситом и остаточным аустенитом (рис. 2, а). При этом максимальному количеству остаточного аустенита (25...30) % соответствует максимальное количество вторичного карбида М6С (рис. 2, а). Данные структурные изменения упрочненного слоя в зависимости от температуры будут определять его свойства. В частности, на графике изменения микротвердости от толщины основного металла наряду с ее плавным увеличением по линейному закону можно выделить локальный максимум в интервале толщин (13.21) мм (см. рис. 2, б). Это увеличение связано как с наличием мартенсита, так и с наибольшим выделением мелкодисперсных вторичных карбидов из аустенитной матрицы.
На рис. 3, а представлено изменение коэффициента относительной износостойкости от твердости покрытий.
=Р -Т::- "4» 400 Т,1С
а б в
Рис. 3. Изменение коэффициента относительной износостойкости покрытий от твердости покрытия (а), толщины подложки (б), и температуры (в)
Видно, что зависимость износостойкости от твердости имеет сложный характер и не подчиняется традиционным представлениям: чем тверже покрытие, тем труднее должно оно изнашиваться. При оценке износостойкости от толщины образцов основного металла (рис. 3, б) или достигаемой ими температуры в процессе наплавки (рис. 3, в) хорошо видно, что максимум КИ (сплошная линия) можно разделить на два локальных максимума (штриховые линии), природу которых из данных зависимостей трудно выявить.
Следовательно, важными факторами, помимо твердости, оказывающими существенное влияние на износостойкость быстрорежущих сталей, являются природа, количество, характер распределения, размер карбидов [17-19], структурное состояние матрицы и способность метастабильного аустенита претерпевать мартенситное превращение в процессе внешнего воздействия [5]. На рис. 4 представлено изменение коэффициента относительной износостойкости от объемного содержания мартенсита в матрице.
Видно, что данная зависимость имеет явный минимум при содержании мартенсита ~ 85 %. Повышение износостойкости левее минимума можно связать с рядом причин. Во-первых, с увеличением количества остаточного аустенита матрицы и его способности в процессе внешнего воздействия испытывать превращение. Во-вторых, морфологических типов выделения по границам зерен и ультрамелкодисперсные в объеме твердого раствора в упрочненном слое, значительно отличающихся по размерам (мультимодальное распределение), что уменьшает возможность вытеснения матрицы с межкарбидных прослоек.
м
1«
12
*то м » с„*
Рис. 4. Изменение коэффициента относительной износостойкости покрытий от объемной доли
мартенсита матрицы (Р6М5Ф3)
Рост износостойкости правее минимума, вероятнее всего, связан с увеличением общего количества твердых составляющих в наплавленном покрытии. Это карбидные частицы и исходный мартенсит матрицы. При чисто абразивном износе износостойкость таких покрытий растет, хотя наблюдается сильный разброс в значениях Ки при переходе от одного образца к другому (от точки к точки). В условиях ударно-абразивного износа, когда в процессе воздействия будут интенсивно развиваться трещины, износостойкость таких покрытий упадет из-за значительного выкрашивания больших объемов хрупкого материала покрытия.
На рис. 5, а представлено влияние толщины образцов основного металла на прирост количества а'-фазы в приповерхностном объеме покрытия после испытаний на изнашивание. Видно, что в интервале толщин образцов основного металла (13.21) мм наблюдается увеличение количества мартенси-
365
та деформации в приповерхностном объеме покрытий 10 мкм после испытаний на абразивный износ от (4.14) % объема.
Рис. 5. Влияние толщины образцов основного металла на прирост количества а'-фазы (в и изменение микротвердости (б, кривая 2) в приповерхностном слое покрытия после испытаний
на износ: 1 - исходная микротвердость покрытия
Судя по изменению микротвердости и послойного рештеноструктурного анализа, глубина слоя с у-а1-превращением и субструктурными изменениями в исходных фазах не превышает (40...50) мкм (рис. 5, б). Анализ зависимостей представленных на рис. 4 и рис. 5а позволяет утверждать, что с ростом количества остаточного аустенита в покрытиях их износостойкость повышается за счет у-а1- мартенсит-ного превращения и наличия дисперсных вторичных карбидов в объеме зерен матрицы. Можно с уверенностью предположить, что увеличение количества остаточного метастабильного аустенита матрицы будет способствовать росту износостойкости покрытий.
Выводы:
1. Установлено, что в зависимости от термического цикла многопроходной наплавки в упрочненном слое из стали Р6М5Ф3 в карбидной подсистеме формируется мультимодальное распределение упрочняющих частиц по размерам: мелкозернистые выделения эвтектического карбида М6С с размером зерна dicp = 3,8 мкм и субмикрокристаллические выделения с размерами зерен d2cp = 0,65 мкм (VC) и d3^ < 0,25 мкм (вторичный карбид М6С).
2. Выявлено, что объемная доля вторичного карбида М6С и остаточного аустенита матрицы может регулироваться в широких пределах в зависимости от термического цикла наплавки. Максимальному количеству остаточного аустенита (25.30) % от общего объема матрицы) соответствует максимальное количество вторичного карбида - 7,5 % от общего объема.
3. Показано, что с ростом количества остаточного аустенита в покрытиях их износостойкость повышается за счет у-а1-мартенситного превращения и наличия дисперсных вторичных карбидов в объеме зерен матрицы.
4. Обнаружено отсутствие корреляции между значениями твердости и износостойкости, поскольку изменение объёмной доли мартенсита в (83.87) % имеет минимум. Интенсивный рост износостойкости выше 85 % обусловлен увеличением количества остаточного аустенита матрицы и его способности в процессе внешнего воздействия испытывать превращение.
Вышеописанные результаты не противоречат научным исследованиям других авторов, работающих в данном направлении [1-25, 27, 29, 31], а также нашим работам [26, 28, 30].
Полученные результаты могут быть полезны при создании ресурсосберегающих технологий обработки конструкционных и инструментальных материалов из сталей и сплавов, а также применением новых ультра-и-нанокомпозиционных покрытий, полученных электронно-лучевой наплавкой и другими способами.
Работа подготовлена в рамках выполнения государственного задания Минобрнауки России № 11.6682.2019.3.5.
Список литературы
1. Хрущов М.М. Износостойкость и структура твердых наплавок. М.: Машиностроение,1971.
95 с.
2. Сидоров А.И. Восстановление деталей машин напылением и наплавкой. М.: Машиностроение, 1987. 192 с.
3. Виноградов В.С., Сорокин Г.М., Колокольников М.Г. Абразивное изнашивание. М.: Машиностроение, 1990. 224 с.
4. Jia K., Fischer T.E. Abrasion resistance of nanostructured and conventional cemented carbides // Wear. 1996. Vol. 200. P. 206-214.
5. Jia K., Fischer T.E. Sliding wear of conventional and nanostructured cemented carbides // Wear. 1997. Vol. 203-204. P. 310-318.
6. Электронно-лучевая наплавка порошковых карбидосталей / В.Е. Панин, В.Г. Дураков, Г.А. Прибытков, И.В. Полев, С.И. Белюк // Физика и химия обработки материалов. 1998. № 6. С. 53-59.
7. Влияние содержания карбидов в цементованных слоях на способность к самозатачиванию бурового инструмента / В.Н. Гадалов, Д.Н. Романенко, А.В. Абакумов, О.А. Тураева // Химическое и нефтегазовое машиностроение. 2014. № 8. С. 47-50.
8. Rirso J. М. Viljus Two-body dry abrasive wear of cermets / J. Pirso, M. Viljus, K. Juhani, S. Le-tunovits // Wear. 2009. Vol. 266. Р. 21-29.
9. Кульков С.Н., Гнюсов С.Ф. Карбидостали на основе карбидов титана и вольфрама // Томск: Изд-во НТЛ, 2006. 240 с.
10. Shipway P.H., Cartney B.G., Sudaprascrt T. Sliding wear behavior of conventional and nanostruc-tured HVOF sprayed WC-Co coatings // Wear. 2005. Vol. 259. P. 820-827.
11. Чаус А.С. К вопросу износостойкости быстрорежущих сталей // Трение и износ. 2008. Т. 29. № 1. С. 33-45.
12. Chaus A.S., Hudakova М. Wear resistance of high-speed steels and cutting performance of tool related to structural factors // Wear. 2009. Vol. 267. P. 1051-1055.
13. Kear B.H., Candlish L.E. Chemical processing and properties nanostructured WC-Co materials // Nanostructured Materials. 1993. № 2. P. 19-30.
14. Электронно-лучевая наплавка в вакууме: оборудование, технология, свойства покрытий / В.Е. Панин, С.И. Белюк, В.Г. Дураков, Г.А. Прибытков, Н.Г. Ремпе // Сварочное производство. 2000. № 2. С. 34-38.
15. Попова Л.Е., Попова А.А. Диаграммы превращения аустенита в сталях и бета-раствора в сплавах титана // Справочник термиста. М.: Металлургия, 1991. 503 с.
16. Гуляев А.П. Сверхпластичность стали. М.: Металлургия 1982. 56 с.
17. Электронно-лучевая наплавка в черной металлургии / С.И. Белюк, В.П. Самарцев, Н.К. Гальченко, Б.В. Дампилон, С.Ю. Раскошный, К.А. Колесникова // Физическая мезомеханика. 2006. Т. 9. № S1. С. 157-160.
18. Оборудование для электронно-лучевых технологических процессов / С.Ю. Корнилов, И.В. Осипов, А.Г. Рау, Н.Г. Ремпе // Приборы. 2007.№ 6(84). С. 8-12.
19. Гнюсов С.Ф., Дураков В.Г., Маков Д.А. Формирование износостойких аустенитных покрытий с регулируемым карбидным упрочнением // Физика и химия обработки материалов. 2004. № 6. С. 5460.
20. Guijemany J.M., Dosta S., Miguel J.R. The enhancement of the properties of WC-Co HVOF coatings through the use of nanostructured and microstructured feedstock powders // Surface and Coatings Technology. 2006. Vol. 201. P. 1180-1190.
21. Badisch E., Mitterer C. Abrasive wear of high-speed steels Influence of abrasive particles and primary carbides on wear resistance // Tribology International. 2003. Vol. 36. № 10. P. 765-770.
22. Microstructure and nanocgemistr of carbide precipitates in high-speed steel S 6-5-2-5 / E. Pippel, J. Woltersdorf, G. Pockl, G. Lichtenegger // Material Characterization. 1999. Vol. 43. № 1. P. 41-55.
23. Применение эффекта сверхпластичности сталей в инструментальном производстве: монография / С.Ф. Гнюсов, И.О. Хазанов, Б.Ф. Советченко, Е.А. Дегтяренко, А.С. Киселев, Н.А. Азаров, П.Б. Советченко. Томск: Издательствово научно-технической литературы. 2008. 240 с.
24. Электронно-лучевая наплавка износостойких и коррозионно-стойких покрытий на низкоуглеродистую сталь / И.М. Полетика, С.А. Макаров, М.В. Тетюцкая, Т.А. Крылова // Известия Томского политехнического университета. 2012. Т. 321. № 2. С. 86-89.
25. Ленивцева О.Г. Поверхностное упрочнение титановых сплавов карбидными частицами с использованием технологии вневакуумной электронно-лучевой наплавкт. Автореферат диссертации на соискание ученой степени к.т.н. Новосибирск: НГТУ., 2014. 20 с.
26. Использование эффекта удара при реновации базовых деталей дробильного оборудования / В.Н. Гадалов, В.И. Шкодкин, Ю.С. Ткаченко, С.В. Ковалев, А.В. Абакумов // Ремонт. Восстановление. Модернизация. 2016. № 4. С. 7-9.
27. Structure and properties of functional self-fluxing nickel-containing coatings obtained by non-vacuum electron-beam cladding / T.A. Zimoglyadova, V.A. Pasichnik, A.S. Egorova, H. Saage, O. Matts // Metal Science and Heat Treatment. 2019. Vol. 60. Issue 9-10. P. 633-640.
28. Исследование и анализ процессов, протекающих при абразивном изнашивании материалов с гетерогенными цементитосодежащими структурами / В.Н. Гадалов, В.Р. Петренко, Ю.В. Скрипкина, О.М. Губанов, А.Е. Гвоздев // Главный механик. 2020. № 12. С. 67-79.
29. Радченко М.А. Шевцов Ю.О., Радченко Т.Б. Создание защитных и упрочняющих покрытий методами электронно-лучевой обработки в вакууме: монография //М.: ИНФРА-М, 2020. 252 с.
30. Обзор композиционных металлополимеров, упрочненных нано- и ультрадисперсными частицами / В.Н. Гадалов, О.М. Губанов, И.В. Ворначева, В.Р. Петренко, И.А. Макарова // Упрочняющие технологии и покрытия. 2021. Т. 17. № 9 (201). С. 424-432.
31. Купряшов А.В., Шестаков И.Я., Надараиа Ц.Г. Анализ многофункциональных композиционных покрытий для ракетно-космической техники на основе синтетических каучуков специального назначения // Упрочняющие технологии и покрытия. 2022. Т. 18. № 8(212). С. 339-346.
367
Гадалов Владимир Николаевич, д-р техн. наук, профессор, sadalov-vn@yandex.ru, Россия, Курск, Юго-Западный государственный университет,
Петренко Владимир Романович, д-р техн. наук, профессор, заведующий кафедрой, petren-ko@vorstu.ru, Россия, Воронеж, Воронежский государственный технический университет,
Кутепов Сергей Николаевич, канд. пед. наук, доцент kutepovsn@yandex.ru, Россия, Тула, Тульский государственный педагогический университет им. Л.Н. Толстого,
Губанов Олег Михайлович, канд. техн. наук, доцент, руководитель проектов по разработке новых видов продукции группы компаний НЛМК, subanov_oles81@mail.ru, Россия, Липецк, ПАО «Новолипецкий металлургический комбинат»,
Филонович Александр Владимирович, д-р техн. наук, профессор, filon8@yandex.ru, Россия, Курск, Юго-Западный государственный университет,
Калинин Антон Алексеевич, заместитель директора по коммерческим вопросам, antony-ak@mail. ru, Россия, Тула, Тульский государственный университет
STUDY AND ANALYSIS WITH EVALUATION OF THE WEAR OF THE COATING MADE OF POWDER STEEL P6M5, OBTAINED BY ELECTRON BEAM SURFACING IN VACUUM USING THERMAL CYCLING
V.N. Gadalov, V.R. Petrenko, S.N. Kutepov, O.M. Gubanov, A.V. Filonovich, A.A. Kalinin
The article discusses the features of the formation of the structure of coatings based on R6M5 steel, obtained using multi-pass electron-beam surfacing in vacuum. It has been established that a multimodal size distribution of strengthening particles is formed in the carbide subsystem of the hardened layer. It has been shown that the volume fraction of secondary M6C carbide and retained austenite of the matrix can be controlled over a wide range depending on the thermal cycle of surfacing. It was found that with an increase in the amount of residual austenite in coatings, their wear resistance increases due to у-a^martensite transformation and the presence of dispersed secondary carbides in the volume of matrix grains.
Key words: electron beam surfacing, thermal cycling, powder steel R6M5, structure, phase composition, carbides, wear resistance, hardness.
Gadalov Vladimir Nikolaevich, doctor of technical science, professor,: gadalov-vn@yandex.ru, Russia, Kursk, Southwest State University,
Petrenko Vladimir Romanovich, doctor of technical sciences, head of department, petren-ko@vorstu.ru, Russia, Voronezh, Voronezh State Technical University,
Kutepov Sergey Nikolaevich, candidate of pedagogical science, docent, kutepovsn@yandex.ru, Russia, Tula, Tula State Lev Tolstoy Pedagogical University,
Gubanov Oleg Mikhailovich, candidate of technical science, docent, project manager for the development of new types ofproducts ofNLMK Group gubanov_oleg81@mail. ru, Russia, Lipetsk, Novolipetsk metallurgical plant Public joint stock company,
Filonovich Alexander Vladimirovich, doctor of technical sciences, professor, filon8@yandex. ru, Russia, Kursk, Southwest State University,
Kalinin Anton Alekseevich, deputy director for commercial affairs, antony-ak@mail.ru, Russia, Tula, Tula State University
