Михаил Алексеевич Гурьев

Contactless gas-phase boriding is suitable for strengthening the surface of precision steel components because it avoids direct contact between the workpiece and the boriding medium, thereby helping to maintain dimensional accuracy and surface roughness. To address the toxicity, corrosiveness, flammability, and strict gas-handling requirements associated with externally supplied boron-containing gaseous precursors in conventional gas-phase boriding, this study proposes a novel sealed-container structure for contactless gas-phase boriding, in which powder-filled pockets are distributed along the inner wall of the sealed container, and conducts experimental investigations on gas-phase boriding. Compared with the conventional structure, the modified container places the powder charge in wall-mounted pockets close to the heated container wall, thereby accelerating powder heating. This arrangement also reduced the powder-heating time from approximately 1.1 h to 0.85 h and promoted the earlier generation of an active boron-containing atmosphere, shortening the boriding holding time from 3 h to 1.5 h. Meanwhile, the average boride-layer thickness increased from approximately 54 μm to 117 μm, and the maximum surface microhardness reached 3500 HV. These results indicate that improving the sealed-container structure and optimizing the arrangement of the powder boron source can effectively intensify the contactless gas-phase boriding process. A thick boride diffusion layer can be rapidly formed while maintaining limited dimensional change and acceptable surface roughness.

The work investigated the kinetics of perlite formation and the accompanying change in the microstructure of high-manganese steel Fe–1.1C–13Mn–2Cr as a result of isothermal annealing at a temperature of 550 °C with an exposure time of 2 hours and 8 hours. It was found that isothermal annealing leads to the formation of a complex microstructure consisting of perlite colonies and residual austenite. It is shown that with increasing isothermal exposure time, the volume fraction of pearlite decreases from 83.59 % to 59.45 %, which indicates partial dissolution of carbides and phase redistribution. It is noted that the formation of pearlite during annealing of Hadfield steel, which is additionally alloyed with 2 mass. % Cr allows for a significant intensification of the perlite formation process: during the isothermal annealing of Fe–1.1C–13Mn–2Cr steel at a temperature of 550 °C for 120 minutes, the maximum perlite content reaches 83.59 vol. % compared to Fe–0.8C–12Mn steel, where the maximum perlite content does not exceed 35 vol. % after 150 minutes of exposure at 550 °C. The obtained results allow us to control the structural and phase state of high-manganese austenitic steel, as isothermal annealing at 550 °C can be effectively used as a preliminary stage in the development of heat treatment modes for Fe–1.1C–13Mn–2Cr steel, providing grain refinement through γ – α phase transitions and subsequent optimization of mechanical properties. In particular, it increases the impact strength and wear resistance.

Graphite is one of the thermodynamically stable phases in iron-carbon alloys, including steels. However, under normal conditions, carbon in steels is in a bound state in the form of iron carbide. The release of carbon in free form in steels leads to a loss of strength and performance characteristics of steels, therefore this process is considered undesirable, and in the case of critical parts, even unacceptable. If graphite is detected in the structure of critical parts of power engineering, this is a defective feature and graphitized parts must be replaced immediately to avoid accidents. It should be noted that laboratory experiments to establish all the features of graphitization have become extremely expensive and not very relevant due to the characteristics of the graphitization process: very long duration and high dependence on the temperature of the graphitization process. Therefore, scientists are forced to study the process of graphitization of steels on full-scale samples, which take into account all the many factors affecting the process of graphitization of steels. In this paper, the graphitization process of low-carbon steel 20, from which the details of the oil refining equipment were made, is studied. It was found that the graphitization process of steel 20 took place in these parts at operating temperatures of 380-420 °C and an operating time of 2,700-3,000 hours, whereas according to other authors, for graphitization of steel 20 under these conditions, the required time should be at least 25,000- 40,000 hours. It was found that one of the reasons that contributed to the acceleration of the graphitization process was a repeated short-term (no more than 2 hours) temperature increase to 620-650 °C.This work was carried out within the framework of a state assignment in the field of scientific activity of the Ministry of Science and Higher Education of the Russian Federation (topic FZUN-2024-0004, state assignment VlSU).

SCIEPublish is an international open-access journal publishing service provider run by SCIE Publishing Limited, dedicated to supporting and inspiring scientists or institutions/societies who aspire to publish high-quality journals.

В работе представлены результаты микроструктурного анализа высокопрочного чугуна ВЧ 50, полученного методом литья в холодно-твердеющие смеси. Для металлографического анализа взяты образцы лопатки дробеметной установки, в составе которых достаточно много цементита (от 8,00 до 14,36 об. %). При большом увеличении явно видна структура эвтектики, представляющая собой смесь цементита и перлита. Чугуны, в составе которых наряду с графитом присутствует цементит, имеют повышенную твердость, большую хрупкость, плохо обрабатываются резанием и могут применяться только после графитизирующего отжига, который исправляет этот литейный брак. Для улучшения структуры был проведен отжиг при температуре 700 °С, который позволил гомогенизировать структурно – фазовое состояние и понизить твердость материала примерно в 2 раза. Повторная термообработка позволила получить равновесную структуру с мартенситной матрицей, повысить пластичность и ударную вязкость материала образцов на 20-27 %.

This paper presents systematized data on the effect of carbon content in steel onthe diffusion parameters and thickness of the boride layer for most carbon steels used in industry, starting with carbon steel 15 and ending with hypereutectic tool steels up to and including U10. Saturation of the steel surface with boron was carried outat temperatures of 850, 950 and 1050 °C using a previously developed and patented saturating medium. An increase in the carbon content in steel leads to an increase in the activation energy of boron diffusion, which in turn leads to a decrease in the thickness of the diffusion layer. At the same time, the decrease in the activation energy is not monotonous and depends on both the carbon content in steel and the temperature of the saturation process. An increase in the temperature of the saturation process leads to a decrease in the activation energy of boron diffusion -on average by 5 kJ/mol for every 100 °C. An increase in the carbon content leads to a decrease in the thickness of the boride layer, and this is most noticeable in the industrially used temperature ranges of boriding -from 950 to 1050 °C. The most significant decrease in the thickness of the boride layer occurs with an increase in the carbon content in the range from 0.35 to 0.50 wt. %. In the ranges of carbon content in steel from 0.15 to 0.35 and from 0.5 to 0.95 wt. %, the nature of the decrease in the thickness of the boride layer can be considered linear. В настоящей работе приведены систематизированные данные о влиянии содержания углерода в стали на параметры диффузиии толщину боридного слоя для большинства используемых в промышленности углеродистых сталей, начиная с углеродистой стали 15 и заканчивая заэвтектическими инструментальными сталями вплоть до У10 включительно. Насыщение поверхности сталей бором проведено при температурах 850, 950 и 1050 °С ранее разработанной и запатентованной насыщающей средой. Повышение содержания углерода в стали приводит к повышению энергии активации диффузии бора, что, в свою очередь, влечет снижение толщины диффузионного слоя. При этомснижение энергии активации носит не монотонный характер и зависит как от содержания углерода в стали, так и от температуры процесса насыщения. Повышение температуры процесса насыщения приводит к понижению энергии активации диффузии бора в среднем на 5 кДж/моль на каждые 100 °С. Повышение содержания углерода приводит к снижению толщины боридного слоя, причем в наибольшей степени это заметно при промышленно применяемых температурных интервалах борирования –от 950 до 1050 °С. Наиболее значительное снижение толщины боридного слоя происходит при содержании углерода в интервале от 0,35 до 0,50масс. %. В интервалах содержания углерода в стали от 0,15 до 0,35 и от 0,50до 0,95 масс. % характер снижения толщины боридного слоя можно считать линейным.

The effect of a diffusion coating consisting of boron, chromium and the rare earth element lanthanum on theresistance of 4Kh5MF1S steel to high-temperature oxidation and wear was studied. The thickness of the diffusion layer after the addition of chromium and lanthanum to the saturating composition increased 2.2 times - from 28.2 to 61.5 µm compared with single–component boration. This is due to the fact that the introduction of lanthanum causes distortion of the atomic lattice of iron, increases the density of defects, thereby contributing to the formation of a boride layer. The number of pores and microcracks is greater in the boron layer without the addition of chromium and lanthanum. After the addition of chromium and lanthanum, the boride layer has a higher density and uniformity. In an oxidation experiment at a temperature of 800 ℃ and exposure for 6 hours, the thickness of the oxide layer of samples with a boron-chromium-lanthanum diffusion coating decreased from 68 to 22 µm relative to a single–component boride layer. The analysis of the oxide layer showed that the samples after complex saturation with boron, chromium and lanthanum have a dense and smooth oxide layer, while the samples borated in a single-component saturating medium have cracks and pores. The wear of samples with a complex diffusion layer after saturation with boron, chromium and lanthanum has a lower roughness, the wear marks were shallow, and the tendency of the layer to chip significantly decreased. The addition of chromium and lanthanum in the boration process can significantly increase the resistance of Kh5MF1S steel to oxidation at high temperatures and wear resistance Изучено влияние диффузионного покрытия, состоящего из бора, хрома и редкоземельного элемента лантан, на стойкость стали марки 4Х5МФ1С к высокотемпературному окислению и износу. Толщина диффузионного слоя после добавления хрома и лантана в насыщающий состав увеличилась в 2,2 раза (с 28,2 до 61,5 мкм)по сравнению с однокомпонентным борированием. Это связано с тем, что введение лантана вызывает искажение атомной решетки железа, увеличивает плотность дефектов, тем самым способствуя образованию боридного слоя. В боридном слое без добавления хрома и лантана количество пор и микротрещин больше. После добавления хрома и лантана боридный слой обладает более высокой плотностью и однородностью. В эксперименте по окислению при температуре 800 °C и выдержке в течение 6 часов толщина оксидного слоя образцов с диффузионным покрытием бор –хром –лантан уменьшилась с 68 до 22 мкм относительно однокомпонентного боридного слоя. Анализ оксидного слоя показал, что образцы после комплексного насыщения бором, хромом и лантаном имеют плотный и гладкий оксидный слой, в то время как у борированных в однокомпонентной насыщающей среде образцов наблюдаются трещины и поры. Износ образцов с комплексным диффузионным слоем после насыщения бором, хромом и лантаном имеет меньшую шероховатость, следы износа неглубокие, склонность слоя к сколам значительно уменьшилась. Добавление хрома и лантана в процессе борирования позволяет значительноповысить стойкость стали марки 4Х5МФ1С к окислению при высоких температурах и износостойкость.

В статье рассматривается широкое применение инструментальных сталей AISI H12 и ASTM L6 в промышленном секторе, а также требования к обработке их поверхности. Для увеличения твердости и износостойкости инструментальных сталей, а также решения проблемы недостаточной прочности соединения боридного слоя с основным материалом, предложен метод комплексного насыщения бором и хромом. Борохромирование улучшает твердость и пластичность боридного слоя, а также решает проблему его скалывания и низкой термостойкости. С помощью сканирующего электронного микроскопа (SEM) были исследованы микроструктуры борохромированного слоя и его высокотемпературная устойчивость. Результаты показали, что при увеличении содержания Cr2O3 до 2 %, слой становится более плотным, толщина слоя AISI H12 и ASTM L6 увеличивается до 55,4 мкм и 33,4 мкм соответственно и увеличивает разгаростойкость поверхности. Это исследование предоставляет важные указания и рекомендации для улучшения свойств сталей для штампового инструмента горячего деформирования и увеличения его срока службы.

Наличие остаточного аустенита нежелательно в случае изготовления из стали ШХ15 деталей прецизионного назначения в силу того, что при эксплуатации неизбежно его превращение в мартенсит, следствием которого является изменение геометрических размеров деталей, что в итоге может привести к заклиниванию прецизионных пар, либо образованию трещин и выходу из строя прецизионного узла или агрегата. В настоящем исследовании показано изменение структурно-фазового состояния и микроструктуры закаленной конструкционной стали ШХ15 в зависимости от режима температуры отпуска и обработки холодом. Установлено, что стимуляция мартенситного превращения путем обработки холодом либо криогенной обработки приводит к дроблению аустенитных включений, незначительно снижая при этом общее содержание остаточного аустенита. Размер карбидных включений в случае обработки холодом либо криогенной обработки можно считать инвариантным, при этом общее количество частиц карбидных выделений увеличивается в 6,5 и в 8,4 раза соответственно в случае обработки холодом при -60 °С и криогенной обработке при -196 °С по сравнению с традиционной термической обработкой.