Особенности формирования микроструктуры, элементного и фазового составов и свойств стали 170Х14Г3С3Н1ФР1 в условиях литья и импульсно-плазменного напыления
В статье описаны микроструктура, микротвёрдость и фазовый химический состав ледебуритной стали 170Х14Г3С3Н1ФР1, полученной импульсно-плазменным напылением, в сравнении с традиционным способом отливки в песчаную форму. В качестве источника плазмы при напылении использован электротермический аксиальны...
Збережено в:
| Опубліковано в: : | Металлофизика и новейшие технологии |
|---|---|
| Дата: | 2017 |
| Автори: | , , , , , |
| Формат: | Стаття |
| Мова: | Russian |
| Опубліковано: |
Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України
2017
|
| Теми: | |
| Онлайн доступ: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/125481 |
| Теги: |
Додати тег
Немає тегів, Будьте першим, хто поставить тег для цього запису!
|
| Назва журналу: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Цитувати: | Особенности формирования микроструктуры, элементного и фазового составов и свойств стали 170Х14Г3С3Н1ФР1 в условиях литья и импульсно-плазменного напыления / Ю.Г. Чабак, Т.В. Пастухова, В.Г. Ефременко, К. Шимидзу, А.П. Чейлях, В.И. Зурнаджи // Металлофизика и новейшие технологии. — 2017. — Т. 39, № 4. — С. 491-505. — Бібліогр.: 29 назв. — рос. |
Репозитарії
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| id |
nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-125481 |
|---|---|
| record_format |
dspace |
| spelling |
Чабак, Ю.Г. Пастухова, Т.В. Ефременко, В.Г. Шимидзу, К. Чейлях, А.П. Зурнаджи, В.И. 2017-10-28T09:57:33Z 2017-10-28T09:57:33Z 2017 Особенности формирования микроструктуры, элементного и фазового составов и свойств стали 170Х14Г3С3Н1ФР1 в условиях литья и импульсно-плазменного напыления / Ю.Г. Чабак, Т.В. Пастухова, В.Г. Ефременко, К. Шимидзу, А.П. Чейлях, В.И. Зурнаджи // Металлофизика и новейшие технологии. — 2017. — Т. 39, № 4. — С. 491-505. — Бібліогр.: 29 назв. — рос. 1024-1809 DOI: 10.15407/mfint.39.04.0491 PACS: 61.72.Qq, 62.20.Qp, 81.15.Jj, 81.30.Mh, 81.40.Cd, 81.40.Gh, 87.64.Ee https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/125481 В статье описаны микроструктура, микротвёрдость и фазовый химический состав ледебуритной стали 170Х14Г3С3Н1ФР1, полученной импульсно-плазменным напылением, в сравнении с традиционным способом отливки в песчаную форму. В качестве источника плазмы при напылении использован электротермический аксиальный плазменный ускоритель. Параметры обработки: напряжение — 4,0 кВ, амплитуда тока разряда — до 18 кА, рабочая среда — воздух, давление — атмосферное, катод — литая сталь 170Х14Г3С3Н1ФР1. В работе использованы оптическая и электронная микроскопии, энергодисперсионная спектроскопия, рентгеновская дифрактометрия, измерение микротвёрдости. У статті описано мікроструктуру, мікротвердість і фазовий хемічний склад ледебуритної сталі 170Х14Г3С3Н1ФР1, одержаної імпульсно-плазмовим напорошенням, у порівнянні з традиційним способом виливання у піщану форму. Як джерело плазми при напорошенні використано електротермічний аксіяльний плазмовий пришвидшувач. Параметри оброблення: напруга — 4,0 кВ, амплітуда струму розряду — до 18 кА, робоче середовище — повітря, тиск — атмосферний, катода — лита сталь 170Х14Г3С3Н1ФР1. У роботі використано оптичну й електронну мікроскопії, енергодисперсійну спектроскопію, рентґенівську дифрактометрію, міряння мікротвердости. This article describes the microstructure features, microhardness, and elemental phase distribution in ledeburitic 1.7%C–14%Cr–3%Mn–3%Si–1%Ni–0.6%V–1.2%B steel fabricated by pulsed plasma deposition in comparison with conventional sand casting. An electrothermal axial plasma accelerator is used as plasma source with following processing parameters: voltage is of 4.0 kV, the discharge current amplitude is up to 18 kA, the working environment is air, the working pressure is atmospheric, the cathode is the 1.7%C–14%Cr–3%Mn–3%Si–1%Ni–0.6%V–1.2%B steel. The work is carried out using the optical and scanning microscopies, EDS, XRD, and microhardness measurements. Публикация содержит результаты исследований, проведённых по гранту Президента Украины по конкурсному проекту Государ-ственного фонда фундаментальных исследований. ru Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України Металлофизика и новейшие технологии Физика прочности и пластичности Особенности формирования микроструктуры, элементного и фазового составов и свойств стали 170Х14Г3С3Н1ФР1 в условиях литья и импульсно-плазменного напыления Особливості формування мікроструктури, елементного та фазового складів і властивостей сталі 170Х14Г3С3Н1ФР1 в умовах лиття й імпульсно-плазмового напорошення Features of Formation of Microstructure, Elemental and Phase Compositions, and Properties of the 1.7%C–14%Cr–3%Mn–3%Si–1%Ni–0.6%V–1.2%B Steel under Casting and Pulsed Plasma Deposition Article published earlier |
| institution |
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| collection |
DSpace DC |
| title |
Особенности формирования микроструктуры, элементного и фазового составов и свойств стали 170Х14Г3С3Н1ФР1 в условиях литья и импульсно-плазменного напыления |
| spellingShingle |
Особенности формирования микроструктуры, элементного и фазового составов и свойств стали 170Х14Г3С3Н1ФР1 в условиях литья и импульсно-плазменного напыления Чабак, Ю.Г. Пастухова, Т.В. Ефременко, В.Г. Шимидзу, К. Чейлях, А.П. Зурнаджи, В.И. Физика прочности и пластичности |
| title_short |
Особенности формирования микроструктуры, элементного и фазового составов и свойств стали 170Х14Г3С3Н1ФР1 в условиях литья и импульсно-плазменного напыления |
| title_full |
Особенности формирования микроструктуры, элементного и фазового составов и свойств стали 170Х14Г3С3Н1ФР1 в условиях литья и импульсно-плазменного напыления |
| title_fullStr |
Особенности формирования микроструктуры, элементного и фазового составов и свойств стали 170Х14Г3С3Н1ФР1 в условиях литья и импульсно-плазменного напыления |
| title_full_unstemmed |
Особенности формирования микроструктуры, элементного и фазового составов и свойств стали 170Х14Г3С3Н1ФР1 в условиях литья и импульсно-плазменного напыления |
| title_sort |
особенности формирования микроструктуры, элементного и фазового составов и свойств стали 170х14г3с3н1фр1 в условиях литья и импульсно-плазменного напыления |
| author |
Чабак, Ю.Г. Пастухова, Т.В. Ефременко, В.Г. Шимидзу, К. Чейлях, А.П. Зурнаджи, В.И. |
| author_facet |
Чабак, Ю.Г. Пастухова, Т.В. Ефременко, В.Г. Шимидзу, К. Чейлях, А.П. Зурнаджи, В.И. |
| topic |
Физика прочности и пластичности |
| topic_facet |
Физика прочности и пластичности |
| publishDate |
2017 |
| language |
Russian |
| container_title |
Металлофизика и новейшие технологии |
| publisher |
Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України |
| format |
Article |
| title_alt |
Особливості формування мікроструктури, елементного та фазового складів і властивостей сталі 170Х14Г3С3Н1ФР1 в умовах лиття й імпульсно-плазмового напорошення Features of Formation of Microstructure, Elemental and Phase Compositions, and Properties of the 1.7%C–14%Cr–3%Mn–3%Si–1%Ni–0.6%V–1.2%B Steel under Casting and Pulsed Plasma Deposition |
| description |
В статье описаны микроструктура, микротвёрдость и фазовый химический состав ледебуритной стали 170Х14Г3С3Н1ФР1, полученной импульсно-плазменным напылением, в сравнении с традиционным способом отливки в песчаную форму. В качестве источника плазмы при напылении использован электротермический аксиальный плазменный ускоритель. Параметры обработки: напряжение — 4,0 кВ, амплитуда тока разряда — до 18 кА, рабочая среда — воздух, давление — атмосферное, катод — литая сталь 170Х14Г3С3Н1ФР1. В работе использованы оптическая и электронная микроскопии, энергодисперсионная спектроскопия, рентгеновская дифрактометрия, измерение микротвёрдости.
У статті описано мікроструктуру, мікротвердість і фазовий хемічний склад ледебуритної сталі 170Х14Г3С3Н1ФР1, одержаної імпульсно-плазмовим напорошенням, у порівнянні з традиційним способом виливання у піщану форму. Як джерело плазми при напорошенні використано електротермічний аксіяльний плазмовий пришвидшувач. Параметри оброблення: напруга — 4,0 кВ, амплітуда струму розряду — до 18 кА, робоче середовище — повітря, тиск — атмосферний, катода — лита сталь 170Х14Г3С3Н1ФР1. У роботі використано оптичну й електронну мікроскопії, енергодисперсійну спектроскопію, рентґенівську дифрактометрію, міряння мікротвердости.
This article describes the microstructure features, microhardness, and elemental phase distribution in ledeburitic 1.7%C–14%Cr–3%Mn–3%Si–1%Ni–0.6%V–1.2%B steel fabricated by pulsed plasma deposition in comparison with conventional sand casting. An electrothermal axial plasma accelerator is used as plasma source with following processing parameters: voltage is of 4.0 kV, the discharge current amplitude is up to 18 kA, the working environment is air, the working pressure is atmospheric, the cathode is the 1.7%C–14%Cr–3%Mn–3%Si–1%Ni–0.6%V–1.2%B steel. The work is carried out using the optical and scanning microscopies, EDS, XRD, and microhardness measurements.
|
| issn |
1024-1809 |
| url |
https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/125481 |
| citation_txt |
Особенности формирования микроструктуры, элементного и фазового составов и свойств стали 170Х14Г3С3Н1ФР1 в условиях литья и импульсно-плазменного напыления / Ю.Г. Чабак, Т.В. Пастухова, В.Г. Ефременко, К. Шимидзу, А.П. Чейлях, В.И. Зурнаджи // Металлофизика и новейшие технологии. — 2017. — Т. 39, № 4. — С. 491-505. — Бібліогр.: 29 назв. — рос. |
| work_keys_str_mv |
AT čabakûg osobennostiformirovaniâmikrostrukturyélementnogoifazovogosostavovisvoistvstali170h14g3s3n1fr1vusloviâhlitʹâiimpulʹsnoplazmennogonapyleniâ AT pastuhovatv osobennostiformirovaniâmikrostrukturyélementnogoifazovogosostavovisvoistvstali170h14g3s3n1fr1vusloviâhlitʹâiimpulʹsnoplazmennogonapyleniâ AT efremenkovg osobennostiformirovaniâmikrostrukturyélementnogoifazovogosostavovisvoistvstali170h14g3s3n1fr1vusloviâhlitʹâiimpulʹsnoplazmennogonapyleniâ AT šimidzuk osobennostiformirovaniâmikrostrukturyélementnogoifazovogosostavovisvoistvstali170h14g3s3n1fr1vusloviâhlitʹâiimpulʹsnoplazmennogonapyleniâ AT čeilâhap osobennostiformirovaniâmikrostrukturyélementnogoifazovogosostavovisvoistvstali170h14g3s3n1fr1vusloviâhlitʹâiimpulʹsnoplazmennogonapyleniâ AT zurnadživi osobennostiformirovaniâmikrostrukturyélementnogoifazovogosostavovisvoistvstali170h14g3s3n1fr1vusloviâhlitʹâiimpulʹsnoplazmennogonapyleniâ AT čabakûg osoblivostíformuvannâmíkrostrukturielementnogotafazovogoskladívívlastivosteistalí170h14g3s3n1fr1vumovahlittâiímpulʹsnoplazmovogonaporošennâ AT pastuhovatv osoblivostíformuvannâmíkrostrukturielementnogotafazovogoskladívívlastivosteistalí170h14g3s3n1fr1vumovahlittâiímpulʹsnoplazmovogonaporošennâ AT efremenkovg osoblivostíformuvannâmíkrostrukturielementnogotafazovogoskladívívlastivosteistalí170h14g3s3n1fr1vumovahlittâiímpulʹsnoplazmovogonaporošennâ AT šimidzuk osoblivostíformuvannâmíkrostrukturielementnogotafazovogoskladívívlastivosteistalí170h14g3s3n1fr1vumovahlittâiímpulʹsnoplazmovogonaporošennâ AT čeilâhap osoblivostíformuvannâmíkrostrukturielementnogotafazovogoskladívívlastivosteistalí170h14g3s3n1fr1vumovahlittâiímpulʹsnoplazmovogonaporošennâ AT zurnadživi osoblivostíformuvannâmíkrostrukturielementnogotafazovogoskladívívlastivosteistalí170h14g3s3n1fr1vumovahlittâiímpulʹsnoplazmovogonaporošennâ AT čabakûg featuresofformationofmicrostructureelementalandphasecompositionsandpropertiesofthe17c14cr3mn3si1ni06v12bsteelundercastingandpulsedplasmadeposition AT pastuhovatv featuresofformationofmicrostructureelementalandphasecompositionsandpropertiesofthe17c14cr3mn3si1ni06v12bsteelundercastingandpulsedplasmadeposition AT efremenkovg featuresofformationofmicrostructureelementalandphasecompositionsandpropertiesofthe17c14cr3mn3si1ni06v12bsteelundercastingandpulsedplasmadeposition AT šimidzuk featuresofformationofmicrostructureelementalandphasecompositionsandpropertiesofthe17c14cr3mn3si1ni06v12bsteelundercastingandpulsedplasmadeposition AT čeilâhap featuresofformationofmicrostructureelementalandphasecompositionsandpropertiesofthe17c14cr3mn3si1ni06v12bsteelundercastingandpulsedplasmadeposition AT zurnadživi featuresofformationofmicrostructureelementalandphasecompositionsandpropertiesofthe17c14cr3mn3si1ni06v12bsteelundercastingandpulsedplasmadeposition |
| first_indexed |
2025-11-26T04:55:19Z |
| last_indexed |
2025-11-26T04:55:19Z |
| _version_ |
1850612503519690752 |
| fulltext |
491
PACS numbers: 61.72.Qq, 62.20.Qp, 81.15.Jj, 81.30.Mh, 81.40.Cd, 81.40.Gh, 87.64.Ee
Особенности формирования микроструктуры, элементного
и фазового составов и свойств стали 170Х14Г3С3Н1ФР1
в условиях литья и импульсно-плазменного напыления
Ю. Г. Чабак, Т. В. Пастухова, В. Г. Ефременко, К. Шимидзу*,
А. П. Чейлях, В. И. Зурнаджи
Государственное высшее учебное заведение
«Приазовский государственный технический университет»,
ул. Университетская, 7,
87500 Мариуполь, Украина
*Muroran Institute of Technology,
27 Mizumoto-cho,
050-8585, Muroran, Hokkaido, Japan
В статье описаны микроструктура, микротвёрдость и фазовый химиче-
ский состав ледебуритной стали 170Х14Г3С3Н1ФР1, полученной им-
пульсно-плазменным напылением, в сравнении с традиционным способом
отливки в песчаную форму. В качестве источника плазмы при напылении
использован электротермический аксиальный плазменный ускоритель.
Параметры обработки: напряжение — 4,0 кВ, амплитуда тока разряда —
до 18 кА, рабочая среда — воздух, давление — атмосферное, катод — ли-
тая сталь 170Х14Г3С3Н1ФР1. В работе использованы оптическая и элек-
тронная микроскопии, энергодисперсионная спектроскопия, рентгенов-
ская дифрактометрия, измерение микротвёрдости. Установлено, что по-
сле литья в песчаную форму в структуре стали присутствуют крупные
Corresponding author: Yuliia Gennadievna Chabak
E-mail: julia.chabak25@gmail.com
Pryazovskyi State Technical University,
7 Universytets’ka Str., 87500 Mariupol, Ukraine
*Muroran Institute of Technology,
27 Mizumoto-cho, 050-8585, Muroran, Hokkaido, Japan
Please cite this article as: Yu. G. Chabak, T. V. Pastukhova, V. G. Efremenko,
K. Shimizu, A. P. Cheiliakh, and V. I. Zurnadzhi, Features of Formation of
Microstructure, Elemental and Phase Compositions, and Properties of the 1.7%C–
14%Cr–3%Mn–3%Si–1%Ni–0.6%V–1.2%B Steel under Casting and Pulsed Plasma
Deposition, Metallofiz. Noveishie Tekhnol., 39, No. 4: 491–505 (2017) (in Russian),
DOI: 10.15407/mfint.39.04.0491.
Ìåòàëëîôèç. íîâåéøèå òåõíîë. / Metallofiz. Noveishie Tekhnol.
2017, т. 39, № 4, сс. 491–505 / DOI: 10.15407/mfint.39.04.0491
Îòòèñêè äîñòóïíû íåïîñðåäñòâåííî îò èçäàòåëÿ
Ôîòîêîïèðîâàíèå ðàçðåøåíî òîëüêî
â ñîîòâåòñòâèè ñ ëèöåíçèåé
2017 ÈÌÔ (Èíñòèòóò ìåòàëëîôèçèêè
èì. Ã. Â. Êóðäþìîâà ÍÀÍ Óêðàèíû)
Íàïå÷àòàíî â Óêðàèíå.
mailto:chabak25@gmail.com
492 Ю. Г. ЧАБАК, Т. В. ПАСТУХОВА, В. Г. ЕФРЕМЕНКО, К. ШИМИДЗУ и др.
(10–40 мкм в сечении) первичные карбид (Fe3,8Cr2,9Mn0,3)7C3 и карбобори-
ды (Fe1,4Cr0,6Mn0,1)2(С,B) и (Fe3,3Cr1,5Mn0,2)5(С,B2)3, а также эвтектики
«аустенит М7С3» и «аустенит М7С3 Mx(С,B)y». Объёмная доля карбид-
ной и карбоборидной фаз составляет 44,4%. Импульсно-плазменное
напыление стали на чугунную подложку приводит к формированию по-
крытия, состоящего из пересыщенного твёрдого раствора с микротвёрдо-
стью 643–932 HV. Постплазменная термическая обработка (закалка от
900 С) обеспечивает протекание твёрдофазной реакции выделения кар-
бидной (М7С3) и карбоборидных (М2(С,B) и М5(С,B)3) фаз из пересыщенно-
го твёрдого раствора в виде дисперсных включений средним размером
0,7 мкм, что в десятки раз меньше включений в литой стали. Плазменное
напыление сопровождается насыщением стали углеродом за счёт разло-
жения диэлектрических стенок разрядной камеры (бакелито-бумажный
композит) при высокотоковом разряде. Это приводит к росту объёмной
доли карбидов и карбоборидов на 10,5% относительно равновесного лито-
го состояния. Микротвёрдость плазменно-напылённой стали после закал-
ки составляет 885–1100 HV.
Ключевые слова: импульсно-плазменное напыление, микроструктура,
карбиды, карбобориды, микротвёрдость.
У статті описано мікроструктуру, мікротвердість і фазовий хемічний
склад ледебуритної сталі 170Х14Г3С3Н1ФР1, одержаної імпульсно-
плазмовим напорошенням, у порівнянні з традиційним способом вили-
вання у піщану форму. Як джерело плазми при напорошенні використано
електротермічний аксіяльний плазмовий пришвидшувач. Параметри об-
роблення: напруга — 4,0 кВ, амплітуда струму розряду — до 18 кА, робо-
че середовище — повітря, тиск — атмосферний, катода — лита сталь
170Х14Г3С3Н1ФР1. У роботі використано оптичну й електронну мікрос-
копії, енергодисперсійну спектроскопію, рентґенівську дифрактометрію,
міряння мікротвердости. Встановлено, що після лиття у піщану форму в
структурі сталі присутні великі (10–40 мкм у перерізі) первинні карбід
(Fe3,8Cr2,9Mn0,3)7C3 і карбобориди (Fe1,4Cr0,6Mn0,1)2(С,B) й (Fe3,3Cr1,5Mn0,2)5(С,B2)3,
а також евтектики «аустеніт М7С3» і «аустеніт М7С3 Мх(С,B)y».
Об’ємна частка карбідної та карбоборидної фаз становить 44,4%. Імпуль-
сно-плазмове напорошення сталі приводить до формування покриття, що
складається з пересиченого твердого розчину із мікротвердістю у 643–
932 HV. Постплазмове термічне оброблення (гартування від 900 С) забез-
печує перебіг твердофазної реакції виділення карбідної (М7С3) та карбобо-
ридних (М2(С,B) і М5(С,B)3) фаз з пересиченого твердого розчину у вигляді
дисперсних включень середнім розміром у 0,7 мкм, що в десятки разів
менше включень у литій сталі. Плазмове напорошення супроводжується
насиченням сталі вуглецем за рахунок розкладення діелектричних стінок
розрядної камери (бакеліто-паперовий композит) при високострумовому
розряді. Це приводить до зростання об’ємної долі карбідів і карбоборидів
на 10,5%відносно литого стану. Мікротвердість плазмово-напорошеної
сталі після гартування складає 885–1100 HV.
Ключові слова: імпульсно-плазмове напорошення, мікроструктура, кар-
біди, карбобориди, мікротвердість.
ОСОБЕННОСТИ МИКРОСТРУКТУРЫ, ЭЛЕМЕНТНОГО И ФАЗОВОГО СОСТАВОВ 493
This article describes the microstructure features, microhardness, and ele-
mental phase distribution in ledeburitic 1.7%C–14%Cr–3%Mn–3%Si–
1%Ni–0.6%V–1.2%B steel fabricated by pulsed plasma deposition in com-
parison with conventional sand casting. An electrothermal axial plasma ac-
celerator is used as plasma source with following processing parameters:
voltage is of 4.0 kV, the discharge current amplitude is up to 18 kA, the
working environment is air, the working pressure is atmospheric, the cath-
ode is the 1.7%C–14%Cr–3%Mn–3%Si–1%Ni–0.6%V–1.2%B steel. The
work is carried out using the optical and scanning microscopies, EDS, XRD,
and microhardness measurements. As found after sand casting, the steel con-
tains in the structure large (10–40 m) primary (Fe3.8Cr2.9Mn0.3)7C3 carbide,
(Fe1.4Cr0.6Mn0.1)2(С,B) and (Fe3.3Cr1.5Mn0.2)5(С,B2)3 carboborides as well as
‘austenite М7С3’ and ‘austenite М7С3 Мx(С,B)y’ eutectics. The volume
fraction of carbides and carboborides is of 44%. Pulsed plasma treatment
leads to formation of steel coating of oversaturated solid solution with the
microhardness of 643–932 HV. Post-plasma heat treatment (quenching from
900 C) results in solid-state reaction of the (M7C3) carbide and (М2(С,B),
М5(С,B)3) carboborides’ precipitation from the solid solution. This one leads
to formation of large amount of dispersed precipitates of mean size of 0.7 m
reflecting substantial (ten folds) refinement of carbide and carboborides in
comparison with the sand cast steel. Pulsed plasma deposition is accompanied
with the saturation of steel by carbon due to the erosion of dielectric chamber
walls (bakelite–paper composite) under high-current discharge. This one
causes the increase of the carbides and carboborides volume fraction by
10.5% relative to convention casting. Post-plasma heat treatment provides
the increase of microhardness up to 885–1100 HV.
Key words: pulsed plasma deposition, microstructure, carbides, carbobo-
rides, microhardness.
(Получено 22 марта 2017 г.)
1. ВВЕДЕНИЕ
Высокоуглеродистые легированные сплавы на основе Fe–C (белые
чугуны, стали ледебуритного класса) находят применение в каче-
стве материала для изготовления инструмента и деталей, подвер-
гающихся интенсивному износу [1]. Отличительной особенностью
структуры этих сплавов является наличие значительного количе-
ства карбидов [2], которые повышают износостойкость и твёрдость,
однако при этом снижают сопротивление хрупкому разрушению.
Эксплуатационная стойкость износостойких отливок в условиях
ударных или циклических нагружений во многом зависит от раз-
меров и распределения карбидных фаз в объёме изделия [1, 3]. Из-
вестно измельчение карбидной фазы за счёт введения легирующих
добавок и модификаторов (Ti, V, Nb, Al, В, РЗМ) [4–6], пластиче-
ской деформации [7, 8], а также за счёт применения вибрации и
494 Ю. Г. ЧАБАК, Т. В. ПАСТУХОВА, В. Г. ЕФРЕМЕНКО, К. ШИМИДЗУ и др.
наложения импульсов тока и ультразвуковых колебаний на кри-
сталлизующийся слиток [1, 5, 9]. Эффективным средством диспер-
гирования карбидов также является ускорение кристаллизации.
Высокие скорости кристаллизации могут быть получены в случае
применения обработок концентрированными источниками нагре-
ва. В работах [10–12] показано, что в высокохромистых чугунах,
полученных газопламенным напылением, происходит значитель-
ное измельчение карбидов, что положительно отражается на удар-
ной вязкости, трещиностойкости, износостойкости сплава. Ещё бо-
лее высокие скорости кристаллизации (104–108
К/с) обеспечивают-
ся при лазерном (плазменном) оплавлении поверхности, а также
при импульсно-плазменном нанесении покрытий. Физические
принципы и механизмы импульсно-плазменного формирования
покрытий подробно описаны в пионерских работах Тюрина, По-
гребняка и др. [13–15]. Для импульсно-плазменной обработки
(ИПО) используют различные генераторы плазмы [14, 16–18], в том
числе электротермический аксиальный плазменный ускоритель
(ЭАПУ) с газодинамическим режимом работы [19, 20]. Это устрой-
ство позволяет осуществлять модифицирование металлической по-
верхности при одновременном нанесении защитных покрытий. По-
крытие формируется за счёт переноса материала электродов в виде
потока плазмы и микрокапель с последующей сверхбыстрой кри-
сталлизацией на обрабатываемой поверхности [21]. Особенности
микроструктуры и свойства сталей и чугунов, полученных с помо-
щью ИПО, остаются недостаточно изученными.
Целью данной работы являлось исследование микроструктуры
высокохромистой ледебуритной стали, произведённой импульсно-
плазменным напылением, в сопоставлении со стандартной литей-
ной технологией.
2. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ МЕТОДИКА
В качестве материала исследований служила сталь ледебуритного
класса 170Х14Г3С3Н1ФР1, содержащая 1,70% С, 3,29% Mn,
13,77% Cr, 3,16% Si, 0,99% Ni, 0,62% V, 1,22% В. Сталь была вы-
плавлена в лабораторной индукционной печи и разлита в песчаные
формы с получением стержней длиной 150–200 мм квадратного
(25 25 мм) и круглого (5 мм) сечения. Из первых были изготовлены
образцы для исследований структуры в литом состоянии, вторые
применяли в качестве катода для получения импульсно-плазмен-
ного покрытия.
ИПО производили с помощью ЭАПУ, конструкция и принцип ра-
боты которого детально описаны в статьях [19, 20, 22]. В качестве
разрядной камеры использовали трубчатый разрядник РТФ-6-
0,5/10У1. Обработку проводили при следующих параметрах:
ОСОБЕННОСТИ МИКРОСТРУКТУРЫ, ЭЛЕМЕНТНОГО И ФАЗОВОГО СОСТАВОВ 495
напряжение, подаваемое на электроды, — 4,0 кВ, амплитуда то-
ка — до 18 кА, расстояние между электродами — 50 мм, расстояние
от торца ЭАПУ до поверхности образца — 30 мм, рабочая среда —
воздух, рабочее давление — атмосферное, количество импульсов —
десять. Центральным электродом (катодом) служил стержень диа-
метром 5 мм из стали 170Х14Г3С3Н1ФР1. В качестве подложки
использовали образцы размером 10 10 25 мм
3
из чугуна состава:
2,60% C, 14,50% Cr, 3,96% Mn, 1,38% Si, 0,10% Ti, 0,10% V,
0,21% Ni.
Образцы с полученным покрытием подвергали постплазменной
термической обработке по режиму: нагрев при 900 C в течение
2 часов с закалкой в масле. Нагрев проводили в лабораторной элек-
трической печи в засыпке из отработанного карбюризатора для за-
щиты образцов от окисления и обезуглероживания.
Образцы стали 170Х14Г3С3Н1ФР1 обозначили как С-1 (литье в
песчаную форму) и С-2 (ИПО). Микроструктуру образцов исследо-
вали с применением оптической (Nikon Eclipse M200) и электрон-
ной (JEOL JSM-6510, Carl Zeiss Ultima-55) микроскопии после
травления микрошлифов 4%-м раствором азотной кислоты в спир-
те. Объёмную долю карбидных включений подсчитывали линей-
ным методом секущих в 10–15 полях зрения, используя фотогра-
фии микроструктуры. Фазовый химический состав определяли
энергодисперсионным анализом с помощью детектора X-Act (Ox-
ford Instruments). Качественный фазовый состав исследовали рент-
геноструктурным методом, используя дифрактометр Rigaku Pro-IV
с CuK -излучением. Идентификацию фаз проводили с использова-
нием баз данных, приведённых в [23].
Твёрдость чугуна определяли на твердомере Роквелла по шкале
«С». Микротвёрдость измеряли с помощью микротвёрдомера FM-
300 (‘Future-Tech. Corp.’) при нагрузке 0,025 кг.
3. РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Микроструктура стали 170Х14Г3С3Н1ФР1, отлитой по стандарт-
ной технологии (вариант С-1), показана на рис. 1. Как видно, сталь
имеет заэвтектическую структуру, состоящую из эвтектики и
крупных первичных включений двух типов. Первые представляют
собой вытянутые гексагональные призмы длиной до 170 мкм с раз-
мером в поперечном сечении от 10 до 40 мкм (рис. 1, а). В центре
этих включений располагается центральная полость, характерная
для карбидов (Cr,Fe)7С3 [24]. Вторые включения прямоугольной
формы со стороной от 8 до 30 мкм также имеют полость в центре.
Крупные включения окружены эвтектикой. Эвтектические вклю-
чения имеют вид вытянутых изолированных частиц толщиной 2–
5 мкм и длиной до 30 мкм. Изолированное расположение включе-
496 Ю. Г. ЧАБАК, Т. В. ПАСТУХОВА, В. Г. ЕФРЕМЕНКО, К. ШИМИДЗУ и др.
ний в матрице указывает на инвертированный характер эвтектиче-
ских колоний, характерный для карбидной эвтектики «аусте-
нит М7С3» [1]. Средняя объёмная доля включений в стали С-1 со-
ставляет: крупных гексагональных — 8,3%, крупных прямоуголь-
ных — 2,4%, эвтектических — 33,7%.
Рентгеноструктурная идентификация фаз в стали С-1 показала
наличие рефлексов, относящихся к ромбоэдрическому карбиду
Cr7С3 и тетрагональному бориду Cr5B3 (рис. 2). Были также выявле-
ны пики, которые могут характеризовать борид Cr2B, однако ввиду
близости значений его межплоскостных расстояний с карбидом
(Cr,Fe)7С3, однозначно идентифицировать эту боридную фазу не
удалось. Судя по интенсивности рентгеновских максимумов, в об-
щем объёме включений преобладают карбиды (Cr,Fe)7С3. Металли-
ческая матрица состоит из -Fe и -Fe.
Первичные включения имеют различный химический состав; это
следует из анализа микроструктуры в BSE (back scattered electron)-
режиме, который позволяет качественно идентифицировать фазы в
зависимости от атомного номера растворённых в них элементов.
Как видно из рис. 1, а, крупное гексагональное включение имеет
более светлую окраску, т.е. оно обогащено элементами с большим
атомным номером (хромом), в то время как прямоугольное включе-
ние окрашено в тёмный цвет, т.е. в нём присутствует более лёгкий
элемент (бор). Сопоставление представленных данных позволяет
заключить, что гексагональные включения являются первичными
карбидами, в то время как включения прямоугольной формы —
первичными боридами. Кроме того, из рис. 1, а следует, что эвтек-
тические включения, залегающие в пределах одних и тех же эвтек-
Рис. 1. Микроструктура стали 170Х14Г3С3Н1ФР1 в литом состоянии:
BSE-изображение (а), места локального микроанализа (б). К — первичный
карбид, КБ — первичный карбоборид, ЭК — эвтектические карбиды.
Fig. 1. Microstructure of the 1.7%C–14%Cr–3%Mn–3%Si–1%Ni–0.6%V–
1.2%B steel in the cast state: BSE image (а), local microanalysis sites (б). К—
primary carbide, КБ—primary carboboride, ЭК—eutectic carbides.
ОСОБЕННОСТИ МИКРОСТРУКТУРЫ, ЭЛЕМЕНТНОГО И ФАЗОВОГО СОСТАВОВ 497
тических колоний, неоднородны по составу, и часть из них имеет
более тёмный цвет в связи с обогащением бором (показаны стрел-
ками на рис. 1, а). Это указывает на то, что в структуре стали С-1
наряду с эвтектикой «аустенит (Cr,Fe)7С3» присутствует двойная
эвтектика «аустенит (Cr,Fe)7С3 CrxBy».
Более точные данные о химическом составе фаз в стали С-1 были
получены с помощью локального EDS-анализа. Как следует из
табл. 1, первичные карбиды содержат около 3% марганца, 35%
хрома и 50% железа, что с учётом средних значений концентраций
элементов соответствует стехиометрическому составу карбида
(Fe3,8Cr2,9Mn0,3)7C3.
Первичные бориды оказались неоднородными по составу; их
можно разделить на две группы. Первые содержат в среднем 6,5%
бора и имеют более низкую, чем в карбидах, концентрацию хрома и
марганца (в среднем 28,0% и 2,9% соответственно); также они со-
держат 7,4% углерода.
Вторые в большей степени обогащены бором (9,7%) и обеднены
углеродом (4,5%) при таком же содержании других элементов. С
учётом различий в концентрации бора можно предположить, что
включения первой группы являются боридами Cr2B, а вторые — бо-
лее богатыми бором боридами Cr5В3. Поскольку во включениях
обеих групп выявлен углерод, то и те, и другие фактически являют-
ся карбоборидами. С учётом средних значений концентраций эле-
ментов их можно представить как (Fe1,4Cr0,6Mn0,1)2(С,B) и
(Fe3,3Cr1,5Mn0,2)5(С,B2)3 соответственно.
Рис. 2. Дифрактограмма стали 170Х14Г3С3Н1ФР1.
Fig. 2. Diffractogram of the 1.7%C–14%Cr–3%Mn–3%Si–1%Ni–0.6%V–
1.2%B steel.
498 Ю. Г. ЧАБАК, Т. В. ПАСТУХОВА, В. Г. ЕФРЕМЕНКО, К. ШИМИДЗУ и др.
Металлическая матрица стали обеднена хромом (3,9%), но обо-
гащена кремнием (6,3%) и никелем (1,7%), что вдвое превышает их
среднее содержание в стали. Это связано с тем, что кремний и ни-
кель практически не растворены в карбидах и карбоборидах, бу-
дучи полностью сконцентрированными в матрице.
Твёрдость стали в литом состоянии составляет 55 HRC. Микро-
твёрдость первичных карбидов хрома варьируется от 1245 до
1662 HV (среднее значение — 1469 HV), первичных карбоборидов
— от 1500 до 1930 HV (среднее значение — 1777 HV), а микротвёр-
дость эвтектики — от 398 до 687 HV (среднее значение — 540 HV).
В результате ИПО было получено покрытие из стали
170Х14Г3С3Н1ФР1 (вариант С-2) толщиной до 50 мкм. Покрытие
отличалось однородностью распределения химических элементов, о
чём свидетельствует BSE-изображение, представленное на рис. 3, а.
Какие-либо элементы микроструктуры в покрытии не выявлялись,
само покрытие отличалось слабой травимостью. Это позволяет го-
ворить о том, что при ИПО сформировался однородный твёрдый
раствор без карбидных или карбоборидных фаз. Микротвёрдость
образцов С-2 варьировалась по всему сечению в достаточно широ-
ких пределах: 643–932 HV (среднее значение — 867 HV). Проведе-
ние термической обработки привело к резкому изменению микро-
структуры напылённого слоя. В ходе выдержки при 900 C при
нагреве под закалку в пределах слоя сформировалась гетерогенная
структура с наличием большого количества дисперсных равноос-
ных включений, хорошо выявляемых на фоне более темной матри-
ТАБЛИЦА 1. Фазовый химический состав стали 170Х14Г3С3Н1ФР1 в
литом состоянии (в числителе — интервал значений, в знаменателе —
среднее значение).
TABLE 1. Phase chemical composition of the 1.7%C–14%Cr–3%Mn–3%Si–
1%Ni–0.6%V–1.2%B steel in the cast state (in the numerator, the range of
values; in the denominator, the average value).
Фаза
Содержание, масс.%
B C Si Cr Mn Fe Ni
Первичный
карбид
–
9,7–14,0
11,9
– 29,8–39,9
35,3
2,9–3,7
3,3
45,4–55,6
49,3
–
Первичный
карбоборид 1
5,3–7,1
6,5
6,6–8,4
7,4
–
27,8–28,3
28,0
2,7–2,9
2,8
54,4–55,6
55,2
–
Первичный
карбоборид 2
9,0–10,4
9,7
4,2–4,9
4,5
–
23,4–29,0
27,0
2,7–3,6
3,1
53,0–63,5
57,1
–
Матрица –
3,4–8,2
6,4
5,6–7,1
6,3
3,4–4,8
3,9
2,4–3,2
2,8
78,3–80,5
79,3
1,5–2,1
1,7
ОСОБЕННОСТИ МИКРОСТРУКТУРЫ, ЭЛЕМЕНТНОГО И ФАЗОВОГО СОСТАВОВ 499
цы (рис. 3, б, в).
Включения формируют конгломераты в виде сетки по границам
Рис. 3. Микроструктура стали 170Х14Г3С3Н1ФР1 в напылённом состоя-
нии: после ИПО (а), после закалки от 900 C (б–г), BSE-изображения (а, г).
Fig. 3. Microstructure of the 1.7%C–14%Cr–3%Mn–3%Si–1%Ni–0.6%V–
1.2%B steel in the sputtered state: after pulsed plasma treatment (PPT) (a),
after quenching from 900 С (б–г), BSE-images (а, г).
500 Ю. Г. ЧАБАК, Т. В. ПАСТУХОВА, В. Г. ЕФРЕМЕНКО, К. ШИМИДЗУ и др.
зёрен диаметром 0,2–0,6 мкм (среднее значение — 0,48 мкм). Тол-
щина сетки составляет 0,2–1,7 мкм (среднее значение — 0,72 мкм),
характеризуя собой средний размер включения (рис. 3, в). Наблю-
даются отдельные крупные образования неправильной формы
средним диаметром 2,0–5,0 мкм, показанные стрелками на
рис. 3, г. Несмотря на их присутствие, основная часть включений
находится в дисперсном виде.
Как следует из BSE-изображения, включения обогащены эле-
ментами с более высоким атомным номером (очевидно, хромом и
железом; ZCr 24, ZFe 26), в то время как матрица — с более низ-
ким атомным номером (кремнием и бором; ZSi 14, ZB 5). Слой по-
крытия толщиной 3 мкм, располагающийся у самой поверхности,
имеет светлую окраску матрицы, что очевидно связано с обеднени-
ем кремнием вследствие его диффузии на поверхность при образо-
вании оксидной плёнки.
Объёмная доля включений варьируется от 45% до 66% (среднее
значение — 54,9%), что превышает суммарную долю включений в
литой стали С-1 (44,4%). Микротвёрдость сплава С-2 после закалки
от 900 C возросла относительно ИПО-состояния и составила 885–
1100 HV (среднее значение — 994 HV). Это можно объяснить
упрочняющим действием образующихся твёрдых фаз — карбидов и
карбоборидов.
Рентгеноструктурный анализ показал, что после ИПО с термиче-
ской обработкой сталь имеет практически такой же фазовый состав,
как и в литом состоянии; на рентгенограмме появились несколько
новых слабых рефлексов, относящихся к карбиду М7С3.
Представленные данные показывают, что изменение условий
кристаллизации приводит к кардинальным изменениям в структу-
ре ледебуритной стали 170Х14Г3С3Н1ФР1. Сверхбыстрая кри-
сталлизация микрокапель сопровождается полным подавлением
процесса выделения карбидов из жидкости, что приводит к эффек-
ту ‘solute trapping’, описанному в работах [25, 26]. Формируется
пересыщенный твёрдый раствор, содержащий углерод и все леги-
рующие компоненты вещества катода.
В наибольшей степени пересыщение происходит по бору, по-
скольку данный элемент обладает крайне низкой растворимостью в
железе (менее 0,0004% при температуре ниже 700 C [27]). Это при-
водит к повышенной химической свободной энергии системы. При
последующем нагреве, активизирующем диффузионную подвиж-
ность атомов хрома и марганца, металл покрытия возвращается в
термодинамически более стабильное состояние за счёт твердофаз-
ной реакции выделения карбидов и карбоборидов из матрицы [28].
Включения зарождаются на дефектах кристаллического строения в
большом количестве, что приводит к сохранению их высокой дис-
персности по завершении термической обработки. В результате
ОСОБЕННОСТИ МИКРОСТРУКТУРЫ, ЭЛЕМЕНТНОГО И ФАЗОВОГО СОСТАВОВ 501
размеры карбидов и карбоборидов значительно уменьшаются по
сравнению с обычной технологией литья: в 3–7 раз относительно
эвтектических включений и в 11–57 раз — относительно первич-
ных частиц. При этом упрочняющая фаза становится более одно-
родной по размеру, поскольку в структуре отсутствуют крупные
первичные включения.
Обращает на себя внимание тот факт, что объёмная доля карби-
дов и карбоборидов в плазменно-напылённом сплаве на 10,5% пре-
вышает таковую для сплава, полученного традиционным литьём.
Подобный факт был отмечен в работах [21, 29], описывающих
структуру плазменно-напылённых стали Р18 и 28% Cr-чугуна.
Можно полагать, что в процессе ИПО на стадии плазменного пере-
носа микрокапель катода происходит насыщение сплава углеродом
— одним из главных компонентов карбидных и карбоборидных
фаз. Основным источником углерода мог быть материал стенок в
диэлектрической камере разрядника (бакелито-бумажный компо-
зит), который эродирует при возникновении сильнотокового разря-
да и участвует в формировании плазменного потока. Об эрозии сте-
нок свидетельствует увеличение внутреннего диаметра разрядной
камеры в среднем на 0,05 мм/импульс. Косвенным подтверждени-
ем факта переноса углерода служит сажистый налёт, возникающий
по периферии образца после ИПО. Насыщение углеродом перено-
симого плазмой материала катода следует учитывать при управле-
нии микроструктурой и свойствами покрытия в случае ИПО с при-
менением электротермического плазменного ускорителя.
Проведённые исследования показали, что технология импульс-
но-плазменного напыления в сочетании с постплазменной термиче-
ской обработкой обеспечивает существенное измельчение фазово-
структурных составляющих в ледебуритной 170Х14Г3С3Н1ФР1-
стали. Это связано с изменением характера кристаллизации кар-
бидных и карбоборидных фаз, в результате чего устраняется резко
выраженные микроструктурная и химическая неоднородности,
связанные с выделением из жидкости крупных первичных карби-
дов и карбоборидов.
Таким образом, формируемая при обычном литье гетерогенная
заэвтектическая структура может быть заменена на более гомоген-
ную структуру композиционного типа. Повышение однородности в
размерах упрочняющих фаз и их распределении в объёме материа-
ла перспективно с точки зрения повышения трибологических
свойств и трещиностойкости стали, что требует проверки в ходе до-
полнительных исследований.
4. ВЫВОДЫ
1. Сталь 170Х14Г3С3Н1ФР1 после отливки по традиционной техноло-
502 Ю. Г. ЧАБАК, Т. В. ПАСТУХОВА, В. Г. ЕФРЕМЕНКО, К. ШИМИДЗУ и др.
гии имеет заэвтектическую структуру и содержит 44,4% включений, в
том числе 8,3% первичных карбида (Fe3,8Cr2,9Mn0,3)7C3, 2,4% первич-
ных карбоборидов (Fe1,4Cr0,6Mn0,1)2(С,B) и (Fe3,3Cr1,5Mn0,2)5(С,B2)3, а
также 33,7% эвтектических включений, входящих в состав эвтек-
тики «аустенит М7С3» и двойной эвтектики «аустенит М7С3
Mx(С,B)y».
2. Импульсно-плазменная обработка высокохромистого чугуна с
использованием электрода из стали 170Х14Г3С3Н1ФР1 приводит к
формированию покрытия толщиной до 50 мкм, состоящего из пере-
сыщенного твёрдого раствора повышенной микротвёрдости (643–
932 HV). Постплазменная закалка от 900 C сопровождается твер-
дофазной реакцией выделения из матрицы включений М7С3,
М2(С,B) и М5(С,B)3, объёмная доля которых составляет в среднем
55%, превышая таковую для литого состояния на 10,5%. В резуль-
тате происходит рост микротвёрдости структуры до 885–1100 HV.
3. ИПО в сочетании с постплазменной термической обработкой поз-
воляет существенно диспергировать структуру нанесённого покры-
тия — в десятки раз уменьшить размеры карбидных включений в
стали при повышении однородности их размеров относительно
обычной технологии литья. Плазменное напыление приводит к
увеличению объёмной доли карбидов и карбоборидов в покрытии
относительно исходного (литого) состояния, что может быть связа-
но с насыщением металла углеродом в процессе ИПО.
Публикация содержит результаты исследований, проведённых
по гранту Президента Украины по конкурсному проекту Государ-
ственного фонда фундаментальных исследований.
ЦИТИРОВАННАЯ ЛИТЕРАТУРА
1. И. И. Цыпин, Белые износостойкие чугуны (Москва: Металлургия:
1983).
2. V. G. Efremenko, K. Shimizu, A. P. Cheiliakh, T. V. Pastukhova,
Yu. G. Chabak, and K. Kusumoto, Int. J. Miner. Metall. Mater., 23,
Iss. 6: 645 (2016).
3. D. Kopyciński, E. Guzik, and A. Szczęsny, Arch. Metall. Mater., 59,
Iss. 2: 723 (2014).
4. M. Youping, L. Xiulan, L. Yugao, Z. Shuyi, and D. Xiaoming,
China Foundry, 9, Iss. 2: 148 (2012).
5. R. Reda, A. Nofal, Kh. Ibrahim, and A. Hussien, China Foundry, 7,
Iss. 4: 438 (2010).
6. A. Bedolla-Jacuinde, F. V. Guerra, I. Mejía, J. Zuno-Silva, and
C. Maldonado, Int. J. Cast Met. Res., 29, Iss. 1–2: 55 (2016).
7. V. V. Kukhar and O. V. Vasylevskyi, Metallurgical & Mining Industry,
3: 71 (2014).
8. J. Xu, X. Gao, Zh. Jiang, and D. Wei, Steel Res. Int., 87, No. 6: 780
(2016).
ОСОБЕННОСТИ МИКРОСТРУКТУРЫ, ЭЛЕМЕНТНОГО И ФАЗОВОГО СОСТАВОВ 503
9. H. Chen, Z. Ling, and W. S. Ming, Adv. Mater. Res., 690–693: 147
(2013).
10. A. H. Kasama, R. D. Cava, A. Mourisco, C. S. Kiminami, and C. Bolfarini,
Mater. Sci. Forum, 416–418: 419 (2003).
11. T. T. Matsuo, C. S. Kiminami, W. J. Botta Fo, and C. Bolfarini, Wear,
259, Iss. 1–6: 445 (2005).
12. M. L. Ted Guo, C.-H. Chiang, and C. Y. A. Tsao, J. Mater. Sci. Eng. A,
326, Iss. 1: 1 (2002).
13. Yu. N. Tyurin and A. D. Pogrebnjak, Surf. Coat. Tech., 111, Iss. 2–3:
269 (1999).
14. A. D. Pogrebnyak and Yu. N. Tyurin, Physics Uspekhi, 48, No. 5: 487
(2005).
15. O. M. Ivasishin, A. D. Pogrebnjak, and S. N. Bratushka, Nanostructured
Layers, and Coatings Formed by Ion-Plasma Fluxes in Titanium Alloys
and Steels (Kyiv: Akademperiodyka: 2011).
16. Y. P. Lei, H. Murakawa, Y. W. Shi, and X. Y. Li, Comput. Mater. Sci.,
21, Iss. 3: 276 (2001).
17. K. Nowakowska-Langer, R. Chodun, and K. Zdunek, Mater. Sci.-Pol., 33,
No. 4: 841 (2015).
18. N. Espallargas and S. Mischler, Wear, 270, Iss. 7–8: 464 (2011).
19. Yu. E. Kolyada and V. I. Fedun, Probl. Atomic Science and Technol.,
4 (98): 325 (2015).
20. Yu. E. Kolyada, A. A. Bizyukov, O. N. Bulanchuk, and V. I. Fedun,
Probl. Atomic Science and Technol., 4 (98): 319 (2015).
21. V. G. Efremenko, Yu. G. Chabak, A. Lekatou, A. E. Karantzalis,
K. Shimizu, V. I. Fedun, A. Yu. Azarkhov, and A. V. Efremenko,
Surf. Coat. Technol., 304: 293 (2016).
22. Ю. Е. Коляда, В. И. Федун, Вопросы атомной науки и техники,
4 (98): 260 (2008).
23. С. С. Горелик, Л. Н. Расторгуев, Ю. А. Скаков, Рентгенографический
и электроннооптический анализ (Москва: МИСиС: 1994).
24. V. Kumar, J. Mater. Eng. Perform., 12, Iss. 1: 14 (2003).
25. M. Fenech, B. Mallia, M. Grech, and J. C. Betts, J. Mater. Sci., 48,
Iss. 5: 2224 (2013).
26. I. Hemmati, V. Ocelík, and J. Th. M. De Hosson, J. Mater. Sci., 46,
Iss. 10: 3405 (2011).
27. ASM Handbook: Alloy Phase Diagram (Eds. H. Okamoto, M. E. Schlesinger,
and E. M. Mueller) (Materials Park, Ohio: 2016), vol. 3.
28. Ю. Г. Чабак, В. Г. Ефременко, Металлофиз. новейшие технол., 34,
№ 9: 1205 (2012).
29. Yu. G. Chabak, V. I. Fedun, K. Shimizu, V. I. Zurnadgy, and
V. G. Efremenko, Probl. Atomic Science and Technol., 104, No. 4: 100
(2016).
REFERENCES
1. I. I. Tsypin, Belye Iznosostoykie Chuguny (Moscow: Metallurgiya: 1983)
(in Russian).
504 Ю. Г. ЧАБАК, Т. В. ПАСТУХОВА, В. Г. ЕФРЕМЕНКО, К. ШИМИДЗУ и др.
2. V. G. Efremenko, K. Shimizu, A. P. Cheiliakh, T. V. Pastukhova,
Yu. G. Chabak, and K. Kusumoto, Int. J. Miner. Metall. Mater., 23,
Iss. 6: 645 (2016).
3. D. Kopyciński, E. Guzik, and A. Szczęsny, Arch. Metall. Mater., 59,
Iss. 2: 723 (2014).
4. M. Youping, L. Xiulan, L. Yugao, Z. Shuyi, and D. Xiaoming,
China Foundry, 9, Iss. 2: 148 (2012).
5. R. Reda, A. Nofal, Kh. Ibrahim, and A. Hussien, China Foundry, 7,
Iss. 4: 438 (2010).
6. A. Bedolla-Jacuinde, F. V. Guerra, I. Mejía, J. Zuno-Silva, and
C. Maldonado, Int. J. Cast Met. Res., 29, Iss. 1–2: 55 (2016).
7. V. V. Kukhar and O. V. Vasylevskyi, Metallurgical & Mining Industry,
3: 71 (2014).
8. J. Xu, X. Gao, Zh. Jiang, and D. Wei, Steel Res. Int., 87, No. 6: 780
(2016).
9. H. Chen, Z. Ling, and W. S. Ming, Adv. Mater. Res., 690–693: 147 (2013).
10. A. H. Kasama, R. D. Cava, A. Mourisco, C. S. Kiminami, and C. Bolfarini,
Mater. Sci. Forum, 416–418: 419 (2003).
11. T. T. Matsuo, C. S. Kiminami, W. J. Botta Fo, and C. Bolfarini, Wear,
259, Iss. 1–6: 445 (2005).
12. M. L. Ted Guo, C.-H. Chiang, and C. Y. A. Tsao, J. Mater. Sci. Eng. A,
326, Iss. 1: 1 (2002).
13. Yu. N. Tyurin and A. D. Pogrebnjak, Surf. Coat. Tech., 111, Iss. 2–3:
269 (1999).
14. A. D. Pogrebnyak and Yu. N. Tyurin, Physics Uspekhi, 48, No. 5: 487
(2005).
15. O. M. Ivasishin, A. D. Pogrebnjak, and S. N. Bratushka, Nanostructured
Layers, and Coatings Formed by Ion-Plasma Fluxes in Titanium Alloys
and Steels (Kyiv: Akademperiodyka: 2011).
16. Y. P. Lei, H. Murakawa, Y. W. Shi, and X. Y. Li, Comput. Mater. Sci.,
21, Iss. 3: 276 (2001).
17. K. Nowakowska-Langer, R. Chodun, and K. Zdunek, Mater. Sci.-Pol.,
33, No. 4: 841 (2015).
18. N. Espallargas and S. Mischler, Wear, 270, Iss. 7–8: 464 (2011).
19. Yu. E. Kolyada and V. I. Fedun, Probl. Atomic Science and Technol.,
4 (98): 325 (2015).
20. Yu. E. Kolyada, A. A. Bizyukov, O. N. Bulanchuk, and V. I. Fedun,
Probl. Atomic Science and Technol., 4 (98): 319 (2015).
21. V. G. Efremenko, Yu. G. Chabak, A. Lekatou, A. E. Karantzalis,
K. Shimizu, V. I. Fedun, A. Yu. Azarkhov, and A. V. Efremenko,
Surf. Coat. Technol., 304: 293 (2016).
22. Yu. E. Kolyada and V. I. Fedun, Voprosy Atomnoy Nauki i Tekhniki,
4 (98): 260 (2008) (in Russian).
23. S. S. Gorelik, L. N. Rastorguiev, and Yu. A. Skakov, Rentgenograficheskiy
I Electronnoopticheskiy Analiz [X-Ray and Electron-Optical Analysis]
(Moscow: MISiS: 1994) (in Russian).
24. V. Kumar, J. Mater. Eng. Perform., 12, Iss. 1: 14 (2003).
25. M. Fenech, B. Mallia, M. Grech, and J. C. Betts, J. Mater. Sci., 48, Iss. 5:
2224 (2013).
https://doi.org/10.1007/s12613-016-1277-1
https://doi.org/10.1007/s12613-016-1277-1
https://doi.org/10.2478/amm-2014-0119
https://doi.org/10.2478/amm-2014-0119
https://doi.org/10.1080/13640461.2016.1142236
https://doi.org/10.1002/srin.201500234
https://doi.org/10.1002/srin.201500234
https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/AMR.690-693.147
https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/MSF.416-418.419
https://doi.org/10.1016/j.wear.2005.01.021
https://doi.org/10.1016/j.wear.2005.01.021
https://doi.org/10.1016/S0921-5093(01)01434-4
https://doi.org/10.1016/S0921-5093(01)01434-4
https://doi.org/10.1016/S0257-8972(98)00826-3
https://doi.org/10.1016/S0257-8972(98)00826-3
https://doi.org/10.1070/PU2005v048n05ABEH002055
https://doi.org/10.1070/PU2005v048n05ABEH002055
https://doi.org/10.1016/S0927-0256(01)00143-4
https://doi.org/10.1016/S0927-0256(01)00143-4
https://doi.org/10.1515/msp-2015-0077
https://doi.org/10.1515/msp-2015-0077
https://doi.org/10.1016/j.wear.2010.12.008
https://doi.org/10.1016/j.surfcoat.2016.07.016
https://doi.org/10.1361/105994903770343411
https://doi.org/10.1007/s10853-012-6998-6
https://doi.org/10.1007/s10853-012-6998-6
ОСОБЕННОСТИ МИКРОСТРУКТУРЫ, ЭЛЕМЕНТНОГО И ФАЗОВОГО СОСТАВОВ 505
26. I. Hemmati, V. Ocelík, and J. Th. M. De Hosson, J. Mater. Sci., 46,
Iss. 10: 3405 (2011).
27. ASM Handbook: Alloy Phase Diagram (Eds. H. Okamoto, M. E. Schlesinger,
and E. M. Mueller) (Materials Park, Ohio: 2016), vol. 3.
28. Yu. G. Chabak and V. G. Efremenko, Metallofiz. Noveishie Tekhnol., 34,
No. 9: 1205 (2012) (in Russian).
29. Yu. G. Chabak, V. I. Fedun, K. Shimizu, V. I. Zurnadgy, and
V. G. Efremenko, Probl. Atomic Science and Technol., 104, No. 4: 100
(2016).
https://doi.org/10.1007/s10853-010-5229-2
https://doi.org/10.1007/s10853-010-5229-2
|