Введение Повышенные требования по износостойкости предъявляются к деталям машин, работающих в условиях интенсивного изнашивания. В промышленности широкое распространение нашли технологии повышения эксплуатационных свойств поверхностным упрочением таких деталей [1]. Одной из таких технологий поверхностного упрочнения является наплавка рабочих поверхностей износостойкими порошковыми проволоками [2].Известно, что высокая износостойкость покрытий достигается мартенситной структурой, упрочненной карбидными включениями. Для создания в наплавленном металле значительного количества таких включений в шихте порошковой проволоки существенно увеличивается концентрация углерода. Однако такой металл имеет высокую твердость и трудно обрабатывается режущим инструментом. В связи с этим требуется проведение отжига для снижения твердости металла, обеспечивающего его обработку резанием и последующую закалку, а также отпуска для достижения требуемых эксплуатационных свойств.Вместе с тем для наплавки большой номенклатуры деталей можно использовать стали ферритного класса, характеризующиеся хорошей технологичностью, сравнительно низкой стоимостью и высокой работоспособностью в условиях трения металла о металл.В этом отношении перспективно использование экономно легированных сталей на железо-марганцевой основе [3]. Особый интерес представляют такие стали с содержанием марганца менее 10 %, легированные небольшим количеством кремния, молибдена и титана, которые могут иметь ферритную структуру. Такая композиция используется в стали 10Г7М2С2Т, применяемой для изготовления металлических конструкций повышенной прочности [4]. Однако такая сталь имеет сравнительно невысокую твердость и как следствие низкую износостойкость, и не может быть использована для наплавки упрочняющих покрытий. Существенный эффект упрочнения такой стали можно обеспечить путем создания дополнительных дисперсных соединений, выделяющихся в результате отпуска [5]. Этого можно достичь легированием стали азотом совместно с ванадием [6]. Свойства таких сталей можно также улучшить, если в дополнение к титану вводить алюминий приблизительно в одинаковых пропорциях [4].При таком легировании количество, размер и распределение соединений титана, ванадия и алюминия с азотом и углеродом (карбонитридов и нитридов) будет одним из решающих факторов, определяющих свойства таких сталей.Вышеизложенное обусловливает перспективность использования для наплавки стали 10Г7М3С2АФТЮ, состав которой может обеспечить ферритную дисперсно-упрочненную структуру наплавленного металла. Однако особенности фазово-структурных превращений в результате старения такой стали ферритного класса не изучены. В связи с этим целью работы является исследование влияния старения на структуру, свойства и фазовый состав стали системы С‒Fe‒Mn‒Mo‒Si‒V‒Ti‒Al‒N. Методика проведенияэкспериментальных исследований Объектом исследований являлся металл с покрытием, наплавленным порошковой проволокой, созданной на основе стали 10Г7М3С2АФТЮ (табл. 1). Для обеспечения необходимого содержания азота в стали в состав порошковой проволоки был введен азотированный марганец Mn(N) марки Мн92Н6 по ГОСТ 6008-90. Расчетный состав экспериментальной порошковой проволоки приведен в табл. 1.  1. Расчетный состав экспериментальной порошковой проволоки, % MnMn(N)MoFeSiFeVFeTiFeAlNa2SiF6FeFe-лента4,03,53,53,63,05,21,80,320,4остальное  Металл образцов для проведения исследований получали наплавкой валиков в аргоне на пластины из углеродистой стали 45 размером 200×50×10 мм экспериментальной порошковой проволокой диаметром 2,4 мм в три слоя.Исследования упрочнения осуществляли по результатам измерения твердости по сечению наплавленного металла состаренного при температурах 350, 500, 550 и 600 °С с выдержкой в течении 2; 6 и 10 ч.Металлографические исследования наплавленного металла проводили на оптическом микроскопе АXIO Observer A1m (Carl Zeiss). Микроструктура выявлялась химическим травлением в реактиве состава: CuSO4 – 4 г; HCl – 20 мл; H2O – 20 мл.Твердость наплавленного металла измеряли по методу Роквелла на приборе мод. «ТК-2». Концентрацию углерода в исследуемом металле определяли на анализаторе«МЕТАВАК-CS30», а азота на анализаторе «МЕТАВАК-АК».Рентгенофазовый анализ выполняли на многофункциональном  рентгеновском дифрактометре Shimadzu XRD-7000. Для обработки и анализа дифракционных спектров применили пакет программ Match! версии 3.8.1.151.Электронно-микроскопические исследования проводили на электронных микроскопах: просвечивающем HT-7700 Hitachi c энергодисперсионным спектрометром X-Flash 6T/60 Bruker и растровом JCM–5700 (JEOL) c энергодисперсионным спектрометром JED-2300*. Результаты исследований и их обсуждение Проведенный химический анализ показал,что исследуемый металл 10Г7М3С2АФТЮ, полученный наплавкой экспериментальной порошковой проволокой, содержит 0,0743 % углерода; 0,0818 % азота и 0,0162 % серы.Установлено, что твердость такого металла после наплавки находится в пределах 17…19,5 HRC. Степень упрочнения металла покрытия исследуемого состава оценивали по изменению твердости после старения при выбранных температурах (рис. 1).   T  Рис. 1. Изменение твердости наплавленного металла в результате старения  Старение при температуре 350 оС оказывает незначительное влияние на упрочнение металла покрытия исследуемого состава независимо от продолжительности выдержки (см. рис. 1). Значения твердости находятся в диапазоне близком к наплавленному металлу 17…22 HRC.В результате старения при 500 °С эффект упрочнения определялся длительностью выдержки (см. рис. 1). Так, при выдержке в 2 ч твердость незначительно превышает твердость наплавленного металла, достигая значений 23,5 HRC. После выдержки в 6 ч твердость достигает 30 HRC, а после 10 ч ‒35 HRC. Максимальный прирост твердости относительно металла после наплавки составляет 20,5 HRC.Степень упрочнения исследуемого металла при температуре 550 °С значительно повысилась (см. рис. 1). Уже после выдержки в 2 ч твердость повышается до значений 32,5 HRC, после 6 ч  ‒ до 42 HRC, а после 10 ч возрастает незначительно, достигая значения в36,5 HRC. Максимальный прирост твердости -  * Авторы выражают благодарность Красноярскому региональному центру коллективного пользования ФИЦ КНЦ СО РАН за помощь в проведении электронно-микроскопических исследований образцов.относительно металла после наплавки составляет 25 HRC.Старение при температуре 600 °С не приводит к усилению эффекта упрочнения исследуемого металла. В случае 6-часовой выдержки средние значения твердости даже несколько падают и находятся в диапазоне 40 HRC (см. рис. 1). Максимальный прирост твердости составляет всего 18 HRC.Полученные данные обусловили проведение дальнейших исследований металла, прошедшего старение на режиме при температуре 550 °С в течение 6 ч, показавшем наивысший эффект упрочнения.Для выявления механизма упрочнения исследуемого металла в результате старения были проведены электронно-микроскопические и рентгеноструктурные исследования.Общий вид характерного участка структуры такого металла, полученный растровой электронной микроскопией, приведен на рис. 2. Химический состав сканированных областей по основным легирующим элементам приведен в табл. 2.Анализ полученных результатов показывает наличие в стали ферритной структуры на основе железа, марганца, ванадия и молибдена (точки 7 ‒ 10, рис. 2).Внутри матрицы наблюдается выделения частиц прямоугольной формы с высокой концентрацией азота и титана (точки 1, 2, 3), а также марганца, по-видимому, нитриды титана и марганца. В ряде частиц дополнительно находится ещё молибден и ванадий (точки 2, 3). Обнаружены частицы округлой формы с высокой концентрацией углерода, титана, молибдена и ванадия (точка 6). По границам зерен отмечены выделения с высокой концентрацией углерода, титана и молибдена (точки 4, 5, 11, 12).                                                                Рис. 2. Участок структуры исследуемой стали, полученный растровой электронной микроскопией с расположением областей сканирования в точках 2. Химический состав сканированных областей исследуемой стали, % Точка №CNTiVMnFeAlSiMo1017,0263,052,42015,471,140,370,532017,3353,632,521,8520,870,470,382,953021,4148,982,092,2321,890,200,542,66413,81021,711,734,9951,570,430,984,78526,03015,782,404,0842,580,290,987,86616,93012,912,654,7452,340,131,408,907000,471,237,7385,580,282,042,678000,151,357,9485,880,421,982,289000,621,517,5185,460,681,502,7210000,361,547,4685,650,521,632,841115,4608,482,336,1560,460,391,245,491210,9408,891,976,2066,230,391,433,95  Результаты рентгеноструктурного фазового анализа данного металла после старения приведены на рис. 3. Результаты расшифровки дифрактограммы металла сведены в табл. 3.Рентгеноструктурным анализом установлено, что структура металла после старения состоит из феррита α-Fe и 6-ти видов соединений фазовых составляющих. В ней присутствуют частицы большей частью карбонитрида Ti2CN, нитрида MnN0,457 и карбида VC, интерметаллидов большей частью V1,98Ti0,02, Fe0,875Mo0,125, Fe0,91Si0,09.Общий вид участка тонкой структуры исследуемой стали, полученный просвечивающей электронной микроскопией, представлен на рис. 4. Химический состав объектов приве-ден в табл. 4. Анализ структуры и микродифракций с её основных объектов показывает преобладание в ферритной матрице крупных выделений частиц Ti2CN круглой формы диаметром до 1000 нм, и более мелких округлых выделений частиц VC диаметром 200 нм. По границам раздела наблюдаются крупные выделения V1,98Ti0,02 прямоугольной формы, достигающие в длину 500 нм и шириной 200 нм. Результаты химического анализа показывают, что наряду с соединениями Ti2CN, VC и  V1,98Ti0,02 в структуре имеются участки с высокой концентрацией Mo и Fe, по-видимому, интерметаллида Fe0,875Mo0,125. Видно так же, что весь титан и молибден находятся в частицах, а в матрице их нет.  Рис. 3. Дифрактограмма исследуемой стали после старения 3. Расшифровка дифрактограммы исследуемой стали после старения №Обозначение фазы и номер карточкиИнт.пиковТип решеткиПараметры решеткитабличныерасчетные1α-FeFe (96-901-3475)О.С.кубическаяа=2,8780  Åа=2,87897±0,00047  Å2Fe0,95Mn0,05 (96-152-3953)О.С.кубическаяа=2,8708  Å3Fe0,91Si0,09 (96-900-6622)Ср.кубическаяа=2,8492  Åа=2,85096±0,00033  Å4Fe0,875Mo0,125 (96-231-0291)Ср.кубическаяа=2,9098  Åа=2,90829±0,00035  Å5V1,98Ti0,02 (96-154-0339)Ср.кубическаяа=3,0030 Åа=3,00438±0,00045  Å6Ti2CN (96-153-9510)Ср.кубическаяа=4,3100 Åа=4,31169±0,00105  Å7MnN0,457 (96-153-2730)Ср.орторомбическаяа=5,6630 Åb=4,9043 Åc=4,5401 Åа=5,66647±0,00121 Åb=4,90481±0,00136 Åc=4,54150±0,00062  Å8VC (96-101-1322)Ср.кубическаяа=4,3000 Åа=4,31150±0,00105  Å9Fe3Si (96-901-5111)Сл.кубическаяа=5,6550  Åа=5,65202±0,00129  ÅПримечание. О.С. – очень сильная; С. – сильная; Ср. – средняя; Сл. – слабая.                                                                         а)                                                                                                        б)Рис. 4. Характерный участок тонкой структуры исследуемой стали после старения (а) и его микродифракция (б) 4. Химический состав сканированных объектов тонкой структуры исследуемой стали, % Точка №FeMnMoVTi13,500,6212,8414,7268,32251,864,5323,6110,818,73368,466,9115,775,283,17492,815,3201,290591,996,3901,320   Полученные результаты показывают, что особенностью структуры исследуемой состаренной стали является образование доминирующих в ней соединений карбонитридов титана, карбидов ванадия, нитридов марганца и интерметаллидов титана, ванадия и молибдена.Заключение 1. Установлено, что старение при температуре 550 °С в течение 6 ч обеспечивает наивысшую степень упрочнения ферритной стали 10Г7М3С2АФТЮ.2. Показано, что нитридно-карбидно-интерметаллидные соединения Ti2CN, VC, MnN0,457, V1,98Ti0,02, Fe0,875Mo0,125, Fe3Si, образовавшиеся в результате старения, определяют механизм упрочнения ферритной стали 10Г7М3С2АФТЮ.