Soboleva N.N., Makarov A.V. et. al. 2020 Vol. 22 No. 2

OBRABOTKAMETALLOV Vol. 22 No. 2 2020 107 MATERIAL SCIENCE Рис . 3. Влияние температуры нагрева T на твердость по Мартенсу HM, твердость вдавливания при мак - симальной нагрузке H IT и контактный модуль упру - гости E * покрытия ПГ -10 Н -01, сформированного лазерной наплавкой Fig. 3. In fl uence of the heating temperature T on the Martens hardness HM, the indentation hardness at the maximum load H IT and the contact elastic modulus E * for the PG-10N-01 laser cladded coating наплавленного покрытия (HM = 5,9…6,3 ГПа , H IT = 8,3…9,2 ГПа ). Повышение температуры до 900 ° С вызывает максимальное разупрочне - ние покрытия ( до значений HM = 3,7 ГПа , H IT = = 4,6 ГПа ). Дальнейший нагрев до 1050 ° С при - водит , напротив , к существенному росту харак - теристик твердости до максимальных уровней (HM = 8,6 ГПа , H IT = 12,4 ГПа ), существенно превышающих значения твердости исходного наплавленного покрытия ( см . рис . 3). Отмеченное после нагрева покрытия до 800 ° С некоторое увеличение глубины внедрения ин - дентора ( см . рис . 2) и небольшое снижение ха - рактеристик твердости ( см . рис . 3) отражают результаты исследования структурно - фазового состояния покрытия [24], согласно которым ука - занное термическое воздействие вызывает лишь незначительные изменения в структуре покры - тия , связанные с трансформацией карбидов хрома Cr 7 C 3 в карбобориды сложного состава (Cr,Ni) 7 (C,B) 3 . Сильный рост значений h max , h p и соответ - ствующее резкое существенное разупрочнение покрытия при нагреве до 900 ° С ( см . рис . 2 и 3) обусловлены , напротив , существенными изме - нениями структурно - фазового состояния покры - тия , металлическую основу которого составляет  - твердый раствор на основе никеля и эвтекти - ка , образованная  - твердым раствором и бори - дами Ni 3 B, а основными упрочняющими фаза - ми являются карбиды хрома Cr 7 C 3 твердостью (1650…1800) Н V 0,05 [24] и бориды хрома CrB твердостью (1950…2400) Н V 0,05 [24] ( рис . 4, а ). На рис . 4, б показано , что нагрев до температу - ры 900 ° С вызывает растворение в матричной γ - фазе наиболее твердой упрочняющей фазы – борида хрома CrB и боридов никеля Ni 3 B твер - достью (1000…1140) Н V 0,05 [24] из эвтектики γ +Ni 3 B. Резкое снижение глубины внедрения инден - тора и большой рост характеристик твердости H IT и HM после термического воздействия при температуре 1050 ° С ( см . рис . 2, 3) связаны , как показывает рис . 4, в , с формированием « карка - соподобной » структуры из частиц , значительно более крупных , чем частицы упрочняющих фаз в структуре исходного покрытия , не подвергну - того дополнительной термической обработке ( см . рис . 4, а ). По данным микрорентгеноспек - трального анализа крупные частицы в структуре покрытия , подвергнутого высокотемпературной обработке при 1050 ° С , являются карбоборида - ми и боридами хрома состава Cr 2 (B,C) и Cr 2 B ( см . рис . 4, в ). В структуре покрытия наряду с матричной фазой γ - твердого раствора содер - жится также в небольших количествах эвтекти - ка γ + Ni 3 B и отдельные частицы борида никеля Ni 3 B. Карбидов хрома состава С r 7 C 3 в рассма - триваемой структуре не обнаружено . Полученная отжигом при 1050 ° С « каркасо - подобная » структура качественно отличается по составу от структур , формируемых в NiCrBSi по - крытии высокотемпературной обработкой при температурах 1025 ° С [24–26] и 1000 ° С [27], ког - да в отожженной структуре наблюдали фазы CrB, С r 7 C 3 и силициды никеля Ni 3 Si. По - видимому , нагрев до 1050 ° С ( почти до предплавильных для металлической основы температур ) вызы - вает более полное растворение карбида хрома С r 7 C 3 и соответствующее насыщение твердого раствора хромом , что и приводит к выделению при охлаждении от температуры отжига соеди - нений Cr 2 (B,C) и Cr 2 B с высоким содержанием хрома . Согласно литературным данным [28] бо -