The influence of nitrogen on the formation of the structure and properties of plasma coatings of the 10P6M5 type

Full Text

Введение

В последнее десятилетие отмечается повышенный интерес отечественных и зарубежных исследователей к применению азота в качестве легирующего элемента литых сплавов и покрытий. Использование азота в ряде случаев позволяет достигать уникальных свойств, по сравнению с безазотистыми сплавами аналогичного назначения. Оптимальное легирование азотом позволяет значительно повысить коррозионную стойкость сплавов [1], прочность, ударостойкость [2, 3] и т. д.

Основными трудностями применения азота является его высокая диффузионная подвижность при высоких температурах, и связанный с этим повышенный угар, а также, склонность азотированных сплавов к чрезмерному росту зерна, что может полностью нивелировать всё положительное влияние от легирования азотом.

В связи с этим в настоящее время активно разрабатываются технологии обоснованного применения азота в металлических сплавах и покрытиях. Применительно к износостойким покрытиям, азот применяется с целью повысить износостойкость, одновременно с ударостойкостью, а также, для повышения коррозионной стойкости покрытий.

Проблема легирования плазменных покрытий азотом из присадочного материала связана в первую очередь с такими технологическими факторами как: высокая температура ванны расплава и связанный с этим повышенный угар легирующих элементов, повышенное давление газа в атмосфере плазменной дуги и связанная с этим дегазация (деазотирование), исходным фазовым составом азотсодержащего присадочного материала, а также, технологическими параметрами плазменно-порошковой наплавки: расходом присадочного порошка, силой тока, скоростью наплавки и др. Путём правильного назначения режима наплавки применительно к конкретной детали, а также, оптимальным подбором состава наплавочного порошка, возможно снизить негативное воздействие описанных выше технологических факторов и обеспечить максимальный коэффициент перехода азота в покрытие, при минимальных технологических затратах.

Благодаря возможности применения различных технологических воздействий при наплавке технология плазменно-порошковой наплавки стала широко применимой для восстановления и упрочнения деталей, в тех случаях, когда другие способы наплавки оказываются технологически или экономически не приемлемы [4]. Для обеспечения получения наплавленного металла с максимально возможно высокими значениями физических и механических свойств, плазменно-порошковую наплавку производят на таких режимах, при которых глубина проплавления металла подложки стремится к минимально возможному своему значению, и доля участия основного металла в наплавленном металле также минимальна.

Цель работы

Целью данной работы является определение влияния азота на формирование структурно-фазового состава и абразивной износостойкости покрытий, полученных плазменно-порошковой наплавкой порошком ПР-10Р6М5, а также порошком ПР-10Р6М5, дополнительно легированным азотом, на образцы из стали 45 с исходной нормализованной структурой.

Используемые материалы и методика исследования

Порошок ПР-10Р6М5 по химическому составу близок к инструментальной стали Р6М5 и имеет схожее с ней предназначение. Основная сфера его применения – изготовление или ремонт крупного режущего инструмента – дисковых ножей, токарных резцов, штампов, и др. инструмента, предназначенного для применения на операциях резания массивных заготовок, чаще всего из серого и ковкого чугуна или нелегированных марок сталей. Основной проблемой применения порошка ПР-10Р6М5 для изготовления режущего инструмента является нестабильность получаемых свойств инструмента – твёрдости и износостойкости, а также, склонность к образованию трещин при эксплуатации на границе подложки и наплавленного металла.

Исходный состав наплавочного порошка ПР-10Р6М5, азотированного феррокремния, а также, азотсодержащей наплавочной смеси ПГ-10Р6АМ5, изготовленной на их основе, приведен в таблице 1.

 

Таблица 1 – Состав наплавочной смеси и исходных порошков

	С	Сr	W	Mo	V	Mn	Ni	Si	N
ПР-10Р6М5*	1,03	4,20	6,43	5,20	2,05	0,37	0,40	0,20	-
Азотированный феррокремний**	0,10	0,30	-	-	-	0,10	-	30,00	30,00
ПГ-10Р6АМ5***	1,07	4,00	6,10	4,94	1,94	0,35	0,38	1,68	1,50

* – Fe – остальное, S – 0,016 %; P – 0,03 %; O2 – 0,03 %; H2O – 0,01 %

** – Fe – остальное, Al – 0,29 %; Ti – 0,4 %; O2- 0,2 %; S – 0,02 %; P – 0,04 %

*** – рассчитанный состав наплавочной смеси. Fe – остальное, S – 0,02 %; P – 0,04 %

 

Результаты исследования

В связи с высокой температурой плавления порошка ПР-10Р6М5 и низкой подвижностью расплава, формирование качественных покрытий становится возможным только при повышенной силе тока наплавки – выше 120 А. При более низких значениях силы тока формируются некачественные покрытия, не обладающие металлургическим сцеплением с подложкой или не формирующие правильные валики наплавленного металла.

На рисунках 1 и 2 показана микроструктура зоны сплавления и средней части покрытия соответственно, полученного с использованием порошка ПР-10Р6М5, при плазменно-порошковой наплавке на токе 180 А.

 

Рисунок 1 – Микроструктура зоны сплавления покрытия типа 10Р6М5 при наплавке на токе 180 А

 

Рисунок 2 – Микроструктура средней части покрытия типа 10Р6М5 при наплавке на токе 180 А

 

Анализ микроструктуры показывает, что формирующаяся структура напоминает структуру литой быстрорежущей стали Р6М5, однако отличается от неё некоторыми особенностями [5]. Наиболее схожей со структурой литого металла является средняя часть покрытия, сформированная в условиях замедленного теплоотвода в подложку и наиболее длительного теплового воздействия плазменной струи. В результате, в средней части наплавленного покрытия формируется дендрито-ячеистая структура основного металла. Результаты рентгеноструктурного анализа, а также, металлографические данные позволяют идентифицировать фазовый состав металла основы как аустенито-мартенситную смесь с содержанием аустенита – 34,6 %, а мартенсита – 65,4 %. Мартенсит обладает ярко выраженным игольчатым строением.

В междендритном пространстве находится карбидная фаза – эвтектика (рисунок 3) сетчатого строения на базе карбидов типа Me6C и Ме23С6, а также, очевидно и вторичного карбида Ме2С. Однозначная идентификация карбидной фазы затруднена ввиду наложения дифракционных линий этих карбидов. Из литературных данных [6] известно, что в литом состоянии сплавы типа 10Р6М5 кристаллизуются с образованием эвтектических карбидов Me6C, а по границам дендритных кристаллов и в их объёме возможно образование округлых карбидов типа МеС на основе ванадия.

В связи с тем, что при плазменно-порошковой наплавке кристаллизация наплавленного металла происходит в термодинамически неравновесных условиях, вызванных чрезвычайно сильным переохлаждением, некоторые карбидные фазы не успевают выделиться или кристаллизуются со значительным недостатком углерода [7, 8].

 

Рисунок 3 – Структура и химический состав карбидной фазы

 

Результаты рентгеноструктурного микроанализа свидетельствуют о том, что эвтектика представлена комплексным карбидом Fe3(W-Mo-V)3С (см. рисунок 3 и таблица 2) в котором наблюдается некоторый недостаток углерода. Сетчатые эвтектические карбиды типа Ме6С расположены по границам дендритных зёрен твёрдого раствора. Объёмная доля эвтектической фазы, определенная металлографически составляет 14,8 %. Большая часть ванадия расходуется на образование собственного карбида VC, округлой формы, находящегося как в теле дендритных кристаллов, так и на их границе (рисунок 4а). Результаты металлографического анализа подтверждают это предположение (рисунок 4б). Металлографически определённое (на нетравленых шлифах) количество округлых карбидов ванадия не превышает 0, 15 % об., а их средний размер составляет 2,22 мкм.

 

Таблица 2 – Состав эвтектической фазы покрытия типа 10Р6М5

Элемент	Весовой %	Атомный %
C K	29,15	12,29
V K	3,19	1,85
Cr K	4,80	12,72
Fe K	35,75	38,89
Mo L	13,04	4,01
W M	14,08	2,26
Итоги	100,00

 

Анализ микроструктуры образцов после плазменно-порошковой наплавки порошком ПР-10Р6М5 показывает, что формирующаяся структура покрытий обладает разнонаправленным дендритно-ячеистым строением по всему сечению. Средняя величина дендитных ячеек составляет 38…48 мкм. В междендритном пространстве присутствует эвтектика скелетообразной формы. Анализ характеристик травления, морфологии, и данных фазового и рентгеноструктурного анализов показывает, что эвтектика образована на базе карбида Fe3(W-Mo-V)3С. Эвтектические карбиды имеют ограниченную форму, располагаясь в междендритном пространстве. Твёрдость наплавленного покрытия составляет 61 HRC. Такое строение и свойства наплавленного металла схоже со строением литой быстрорежущей стали Р6М5 [9] и отличается от последней существенно большей дисперсностью всех формируемых фаз, а также, меньшим количеством остаточного аустенита и вторичных карбидов типа Ме2С.

Определение коэффициентов перехода основных легирующих элементов из наплавочного порошка в покрытие (таблица 3) показало, что коэффициент перехода основных легирующих элементов находится на уровне 0,8…0,9, что говорит об оптимальности выбранного режима наплавки. Коэффициент перехода азота в среднем составляет 0,12, что обеспечивает его остаточное содержание в покрытии на уровне 0,18 %. Столь значительный угар азота при плазменно-порошковой наплавке связан, очевидно, с тем, что азот является диффузионно-подвижным газом, и легко удаляется из ванны расплава. Также низкий коэффициент перехода азота связан с несовершенством технологии ввода азота в сварочную ванну. Кроме того, как показано в работе [10], устойчивое существование плазменной дуги, стабильный перенос капель, и как следствие формирование качественного безпористого покрытия возможно лишь при ограничении содержания азота в присадочном материале не более 0,3 % масс.

 

Рисунок 4 – Карбиды ванадия VC: а – травлено, б – нетравлено

 

Плазменно-порошковая наплавка с использованием наплавочной смеси ПГ-10Р6АМ5 (см. табл. 1), содержащей азотированный феррокремний, приводит к формированию покрытия, имеющего повышенное содержание азота (таблица 3). Применение наплавочной смеси при плазменно-порошковой наплавке приводит к формированию качественных безпористых покрытий, имеющих повышенную твёрдость – более 66 HRC. Микроструктура средней зоны покрытия показана на рисунке 5.

 

Таблица 3 – Состав формируемых покрытий при плазменно-порошковой наплавке

Покрытие		Fe	С	Сr	W	Mo	V	Mn	Ni	Si	N
ПР-10Р6М5	Хим. Сост.	81,4	0,85	3,65	5,98	4,73	1,91	0,34	0,36	0,18	-
	К пер.	1,02	0,82	0,87	0,93	0,91	0,93	0,92	0,90	0,89	-
ПГ-10Р6АМ5	Хим. Сост.	81,6	0,86	3,32	5,73	4,40	1,77	0,32	0,36	1,48	0,18
	К пер.	1,03	0,80	0,83	0,94	0,89	0,91	0,92	0,94	0,88	0,12

 

Введение азотированного феррокремния в присадочный порошок приводит к формированию ячеисто-дендритной структуры наплавленного металла. Результаты металлографического анализа свидетельствуют, что средний размер главных осей дендритных кристаллов находится на уровне 24…30 мкм. Рентгеноструктурный анализ образцов показал, что металлическая основа состоит из двух фаз – аустенита и мартенсита пластинчатого строения. По данным рентгеноструктурного анализа содержание аустенита составляет – 42,5 %, а мартенсита – 57,5 %. Микротвердость дендритных ячеек составляет 482 HV10.

 

Рисунок 5 – Микроструктура покрытия, полученного при использовании наплавочной смеси

 

Междендритное пространство заполнено эвтектическими карбидами сложного строения и состава, на основе основного карбида типа Ме6С (таблица 4). Результаты электронномикроскопического анализа (рисунок 6) свидетельствуют, что строение эвтектических карбидов претерпело изменение по сравнению со строением эвтектических карбидов формируемых в покрытии типа 10Р6М5. Наблюдается изменение формы и строения карбидных кристаллов. Скелетообразное строение эвтектических карбидов в покрытии на основе исходного порошка ПР-10Р6М5, сменилось на пластинчатое строение эвтектических карбидов с рваными и неровными краями (рисунок 6), образующими сплошную тонкую сетку по границам зёрен. Подобное изменение строения формирующихся эвтектических карбидов свидетельствует об увеличении степени переохлаждения сварочной ванны и как следствие резкому увеличению скорости роста карбидной фазы эвтектической композиции. При этом происходит закалка наплавленного покрытия из жидкого состояния и обеспечивается получение мелкозернистой микроструктуры покрытия со сплошной тонкой сеткой эвтектических карбидов по границам зёрен. Кроме того, как свидетельствуют данные РСМА анализа, введение азота приводит к замещению эвтектического карбида Ме6С на карбонитрид Ме6СN (табл. 4), имеющий более высокую микротвёрдость [11]. Средняя величина дендритных ячеек покрытия уменьшается более чем в 1,5 раза, по сравнению с величиной дендритных ячеек в покрытии на основе порошка ПР-10Р6М5. В результате твёрдость покрытия, наплавленного с использованием наплавочной смеси ПГ-10Р6АМ5, содержащей азотированный феррокремний, повышается более чем на 5 единиц по шкале Роквелла, что должно также способствовать и повышению абразивной износостойкости такого покрытия.

 

Рисунок 6 – Морфология эвтектических карбидов в покрытии на основе наплавочной смеси

 

Таблица 4 – Состав эвтектической фазы покрытия на основе наплавочной смеси

Элемент	Весовой %	Атомный %
C K	25,02	49,93
N K	12,08	22,12
V K	1,21	0,63
Cr K	8,19	25,43
Fe K	45,11	49,76
Mo L	3,6	1,0
W M	4,79	0,69
Итоги	100,00

 

Результаты измерения твёрдости покрытий представлены в таблице 5. При использовании порошка ПР-10Р6М5, среднее значение твёрдости составляет 61 HRC, в то время как среднее значение твёрдости покрытия полученного с использованием смесевого наплавочного порошка ПГ-10Р6АМ5 составляет 66,2 HRC. Повышение твёрдости покрытия, при введении в него азотированного феррокремния, возможно объяснить как значительным повышением содержания кремния в покрытии (см. табл. 3), так и действием самого азота, входящим в состав карбидной фазы эвтектики и образующего собственные нитриды железа и хрома – Fe4N (γ`) и Cr2N соответственно (табл. 6.). Кроме того вклад в повышение твёрдости наплавленного покрытия на основе наплавочной смеси вносит и существенное измельчение металлической основы покрытия.

 

Таблица 5 – Измеренные значения твёрдости покрытий

	Твёрдость, HRC
Покрытие	Измеренные значения					Среднее значение
ПР-10Р6М5	58,2	58	61	63,2	64,6	61
ПГ-10Р6АМ5	66,4	65,6	66,3	66,2	66,5	66,2

 

В средней части покрытия на основе азотсодержащего наплавочного порошка ПГ-10Р6АМ5 металлографически обнаружены участки не до конца расплавившегося азотированного феррокремния (рисунок 7). Эти участки представляют собой отдельно расположенные области округлого строения, не травящиеся в стандартных металлографических реактивах – 4 %-ом растворе азотной кислоты или реактиве Марбле. Микротвёрдость этих участков в среднем составляет 360 HV20 соответствующей ферриту. Объёмная доля нетравящихся участков составляет 0,21 %.

Также в пределах расположения белых нетравящихся участков металлографически обнаружены сферические включения, которые возможно идентифицировать как кварц – SiO2. Данные рентгеноструктурного анализа (рис. 8 и табл. 6) также подтверждают наличие кварца в структуре наплавленного металла. Однако содержание его незначительно – объёмная доля не превышает 0,02 %.

 

Рисунок 7 – Участок нерасплавившегося азотированного феррокремния, ×1000

 

Формирование в структуре участков не до конца расплавившегося азотированного феррокремния связано с технологическими трудностями гомогенизации сварочной ванны при плазменно-порошковой наплавке, а также, с особенностями технологии ввода в сварочную ванну азотированного феррокремния. Из литературных данных известно, что введение азотированного феррокремния в сплавы на основе железа приводит к повышению вязкости расплава и замедлению его растворения [12]. Однако факт наличия в структуре участков не до конца расплавившегося азотированного феррокремния не должен сказываться на свойствах такого покрытия (в первую очередь износостойкости), в связи с незначительной объёмной долей таких включений.

Расчёт дифрактограммы, снятой с поверхности азотсодержащего покрытия, приведён в таблице 6. Показано, что использование при плазменно-порошковой наплавке азотсодержащей порошковой смеси привело к формированию покрытия со сниженной интенсивностью интерференционных линий карбидных фаз в 1,3…1,8 раз, по сравнению с покрытием, полученным на основе базового порошка ПР-10Р6М5. Это говорит о снижении объёмной доли карбидов в пользу повышения содержания карбонитридов железа и хрома, а также, образованию собственных нитридов хрома Cr2N (табл. 6), надёжно идентифицированных в покрытии по линиям с межплоскостными расстояниями 1,6291 и 1,386, не накладывающимся на линии других фаз.

 

Таблица 6 – Расчёт дифрактограммы азотсодержащего покрытия

№ п/п	Угол	Площадь	Интенсивность	Полуширина	Межплоскостное расстояние	Фаза
1	10,13	0,02	2	0,0083	4,017	SiO2 (α-кристобалит)
2	12,076	0,02	2	0,0083	3,3715	SiO2 (α-кварц)
3	13,123	0,06	6	0,0083	3,1033	SiO2 (α-кристобалит)
4	14,173	0,02	2	0,0083	2,8745	SiO2 (α-кристобалит)
5	14,474	0,03	3	0,0084	2,8151	WC
6	15,075	2,59	5	0,4535	2,7034	Cr3C2
7	15,526	0,03	3	0,0084	2,6254	Mo2C
8	15,977	0,08	8	0,0085	2,5517	Cr3C2, WC
9	16,879	0	0	0,0085	2,4163	Me3C, Cr23C6, VC
10	17,78	0,04	3	0,0117	2,2948	ε-Fe3C, SiO2 (α-кварц), Cr3C2, Cr7C3
11	18,232	1,71	4	0,3932	2,2383	Me3C, Fe4N (γ`), SiO2 (α-кварц), Mo2C, Cr3C2, Cr2N
12	19,713	15,27	21	0,6676	2,0716	γ-Fe, Me3C, Cr7C3, Cr2N, VC
13	20,036	12,57	18	0,6339	2,0386	α-Fe, Cr7C3, Cr23C6
14	20,938	0,07	7	0,0088	1,9517	Me3C, Cr3C2
15	21,839	0,12	9	0,012	1,8721	Me3C, Fe4N (γ`), Cr3C2, Cr23C6, WC
16	22,14	0,1	10	0,0089	1,8469	Me3C, Cr7C3
17	22,892	0,07	5	0,0121	1,7871	γ-Fe, Cr23C6
18	23,343	0,02	2	0,009	1,753	Me3C, Mo2C
19	23,644	0,06	4	0,0122	1,731	Cr7C3
20	24,095	1,29	6	0,1838	1,6991	Me3C, Cr3C2
21	25,147	2,66	7	0,3419	1,6291	Cr2N
22	25,598	0,04	3	0,0124	1,6008	ε-Fe3C, Cr23C6
23	26,8	1,2	4	0,2852	1,5302	Me3C, SiO2 (α-кварц), Mo2C
24	28,15	0,13	9	0,0125	1,4583	Cr7C3, VC, WC
25	28,75	0,1	7	0,0125	1,4284	α-Fe
26	29,05	0,06	6	0,0092	1,414	Cr3C2, WC
27	29,65	0,04	3	0,0125	1,386	Cr2N
28	29,95	0,05	5	0,0092	1,3724	SiO2 (α-кварц)
29	30,25	0,06	4	0,0125	1,3591	ε-Fe3C, Mo2C
30	30,55	0,05	5	0,0092	1,3461	Me3C, Fe4N (γ`), Cr7C3
31	31,45	0,63	4	0,1582	1,3085	Fe4N (γ`)
32	31,9	0,03	3	0,0092	1,2905	Cr23C6, WC
33	32,35	0,05	5	0,0092	1,273	Mo2C, Cr2N
34	32,95	1,63	7	0,2175	1,2505	γ-Fe, Cr23C6, VC, WC
35	33,84	0,96	3	0,2825	1,2185	ε-Fe3C
36	34,3	0,04	4	0,0092	1,2026	Cr7C3
37	34,75	1,28	6	0,1822	1,1875	Cr7C3, VC
38	35,35	0,12	9	0,0125	1,168	α-Fe
39	35,948	2,96	6	0,446	1,1492	Cr23C6, WC
40	37	0,45	2	0,1987	1,1176	Me3C
41	37,877	3,34	7	0,4342	1,0927	γ-Fe
42	40,748	1,17	6	0,1711	1,0186	α-Fe, γ-Fe
43	42,1	0,01	1	0,0092	0,9873	Cr23C6
44	42,7	0,07	5	0,0125	0,9741	Cr23C6
45	43,071	1,19	4	0,3128	0,9661	Mo2C
46	43,45	0,98	4	0,2575	0,9581	Cr23C6
47	44,35	0,03	3	0,0092	0,9396	Cr23C6
48	44,95	0,05	5	0,0092	0,9277	Cr23C6, VC
49	45,85	0,05	5	0,0092	0,9104	Me3C
50	46,3	0,75	4	0,1895	0,902	α-Fe
51	46,9	0,01	1	0,0125	0,8911	Cr23C6

 

На рисунках 9а и 9б показано изображение микроструктуры зоны сплавления покрытия на основе азотсодержащей наплавочной смеси. Распределение микротвёрдости по глубине зоны сплавления показано на рисунке 10. Видно, что микротвердость плавно возрастает от границы с металлом подложки вглубь покрытия и стабилизируется на глубине 350….400 мкм.

 

Рисунок 8 – Дифрактограмма покрытия полученного наплавкой азотсодержащей наплавочной смеси

 

Повышение микротвёрдости от границы с подложкой вглубь наплавленного металла объясняется снижением подмешивания металла основы в сварочную ванну покрытия при плазменно-порошковой наплавке. Металлографически не удалось определить образование кристаллической прослойки в зоне сплавления. Отсутствие дискретности микротвёрдости в зоне сплавления подтверждается также и результатами РСМА анализа (рисунок 9в). Очевидно, это и определяет плавный характер изменения микротвёрдости по глубине зоны сплавления.

Таким образом, дюрометрически определённая глубина зоны сплавления не превышает 400 мкм и характеризуется плавным изменением микротвёрдости, которая в свою очередь находится в зависимости от степени подмешивания металла основы в наплавленный металл (рисунок 10).

 

Рисунок 9 – Микроструктуры зоны сплавления покрытия на основе наплавочной смеси: а и б – зона сплавления, в – РСМА анализ распределения легирующих элементов (слева – покрытие, справа – подложка)

 

Рисунок 10 – Распределение микротвёрдости по зоне сплавления покрытия на основе азотсодержащей наплавочной смеси

 

На рисунке 11 представлены результаты испытания на абразивную износостойкость и ударно-абразивную износостойкость полученных покрытий. В качестве эталона в обоих случаях использовалась закалённая сталь 45. Видно, что абразивная износостойкость покрытия на основе азотсодержащей наплавочной смеси на 25 % превышает абразивную износостойкость покрытия на основе порошка ПР-10Р6М5. В тоже время ударно-абразивная износостойкость азотсодержащего покрытия на 20 % ниже, чем ударно-абразивная износостойкость покрытия на основе базового порошка ПР-10Р6М5. Снижение ударно-абразивной износостойкости при легировании азотом может быть объяснено снижением пластичности металлической основы, и связанное с этим снижением прочности закрепления карбидных частиц в металлической матрице сплава.

 

Рисунок 11 – Абразивная и ударно-абразивная износостойкость покрытий

 

Выводы

Полученные данные показывают, что с помощью дополнительного легирования азотом базового наплавочного порошка ПР-10Р6М5 возможно изменять микроструктуру, фазовый состав и трибологические характеристики формируемых плазменных покрытий. Влияние азота на механические свойства быстрорежущего наплавленного металла заключается в значительном повышении сопротивлению абразивному изнашиванию. Введение азота позволяет модифицировать карбидную фазу наплавленного покрытия за счёт образования карбонитридов взамен карбидов, образующихся при наплавке традиционного присадочного материала – порошка ПР-10Р6М5. Это приводит к повышению микротвердости и прочности карбидной фазы, и к повышению эксплуатационной стойкости таких покрытий. При испытаниях азотсодержащего наплавленного покрытия на ударно-абразивное изнашивание наблюдается некоторое снижение износостойкости, что может быть объяснено, по нашему мнению, некоторым повышением хрупкости покрытия, вызванному повышением микротвердости металлической основы.

About the authors

Sergey P. Nefedyev

Moscow Institute of Steel and Alloys

Author for correspondence.
Email: sergeynefedyeff@gmail.com

Candidate of Technical Sciences, Associate Professor of the Novotroitsky branch for the National University of Science and Technology

Russian Federation, Moscow

Alexey Nikolaevich Emelyushin

Magnitogorsk State Technical University named after G. I. Nosov

Email: emelushin@magtu.ru

Doctor of Technical Sciences, Professor for the Institute of Metallurgy, Mechanical Engineering and Material Processing

Russian Federation, Magnitogorsk

References

Supplementary files