CC BY
35
УДК 669.017
Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко
АНАЛИЗ ПРЕВРАЩЕНИЙ, ПРОТЕКАЮЩИХ ПРИ МЕХАНИЧЕСКОМ ЛЕГИРОВАНИИ МНОГОКОМПОНЕНТНЫХ СИСТЕМ НА ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗА
UDC 669.017
F. G. Lovshenko, G. F. Lovshenko
ANALYSIS OF TRANSFORMATIONS OCCURRING DURING MECHANICAL ALLOYING OF IRON-BASED MULTICOMPONENT SYSTEMS
Аннотация
Представлены закономерности формирования структуры и фазового состава материалов, получаемых обработкой в механореакторе многокомпонентных композиций, перспективных для производства механически легированных жаропрочных сталей различного функционального назначения, имеющих температуру рекристаллизации выше 1000 °С.
Ключевые слова:
железные композиции, механическое легирование, закономерности, структурно-фазовые превращения, типы упрочнения.
Abstract
The papers presents patterns of formation of structure and phase composition of materials obtained by treating multicomponent compositions in the mechano-reactor which are promising for the production of mechanically alloyed heat resistant steels for different functional purposes, their recrystallization temperature being above 1000 °C.
Key words:
iron compositions, mechanical alloying, patterns, structure and phase transformations, types of strengthening.
Введение
Дисперсно-упрочненные железные материалы по характеристикам жаропрочности существенно превосходят жаропрочные ферритные и аустенитные стали и как более дешевые перспективны также для замены материалов этого класса на основе никеля [1]. Последние находят широкое применение в энергетических установках, авиационной и космической технике. Их используют для изготовления камер сгорания и лопаток газовых турбин, стабилизаторов пламени и других деталей, эксплуатируемых при температурах, достигающих 1200 °С. Предполагается, что дис-
© Ловшенко Ф. Г., Ловшенко Г. Ф., 2015
персно-упрочненные композиционные материалы на основе железа могут успешно заменить никелевые материалы для изготовления тяжелонагруженных деталей, работающих в интервале от 700 (предельная температура эксплуатации жаропрочных аустенитных сталей) до 900 °С. Также такие материалы обладают уникальным свойством -стойкостью против охрупчивания в условиях нейтронного облучения и могут использоваться в конструкциях атомных реакторов, подверженных интенсивному радиационному воздействию при повышенных температурах. Кроме того, дисперсное упрочнение позволяет
существенно увеличить прочность и жаропрочность фехралей и, как следствие, их температуру эксплуатации.
Перспективной является технология получения дисперсно-упрочненных материалов, базирующаяся на реакционном механическом легировании, предполагающем взаимодействие между компонентами и формирование упрочняющих фаз на стадии обработки порошковой смеси в механореакторе и при последующем отжиге образованной гранулированной композиции. При этом суб-/микрокристаллический тип структуры основы, упрочненной наноразмер-ными включениями механически синтезированных фаз, в большей мере наследуется компактным материалом, получаемым, как правило, горячим прессованием. Технология универсальна и позволяет производить жаропрочные материалы на базе металлов, включая и железо, различного функционального назначения [1, 2]. Дисперсно-упрочненный материал представляет собой матрицу из металла или твердого раствора, в которой равномерно распределены дисперсные частицы упрочняющей фазы, стойкие против коагуляции и роста при нагреве до температур, достигающих 0,90Тпл основы.
Для дисперсного упрочнения металлов и сплавов, имеющих температуру плавления более 1500 °С, к которым относится железо, в качестве упрочняющих фаз представляют интерес тугоплавкие оксиды, нитриды и в некоторых случаях - карбиды, бориды, силициды, интерметаллиды, обладающие низкой величиной изобарно-изотер-мического потенциала образования и высоким значением модуля сдвига, а также термодинамически стабильные оксиды. По мере возрастания АО°Т их образования от —600 кДж/(моль-атом) кислорода до ~ -450 кДж/(моль-атом) кислорода они располагаются в следующем порядке: СаО, ТЮ2, У2О3, ВеО, МвО, Ьа20э, НГО2, Ш2, М2О3, 2г02, Се02, ТЮ2, СГ2О3 [3, 4]. Приве-
денные оксиды имеют микротвердость Нщ,49 > 2000, что дает основание для предположения о высоком значении величины их модуля сдвига. С учетом безопасности, доступности и коррозионной стойкости круг перспективных для дисперсного упрочнения соединений существенно сужается и включает А12О3, 2гО2, ТЮ2, Сг2О3. Если принимать во внимание вышеизложенные ограничения, в качестве упрочняющих фаз следует рассмотреть также нитриды 2гК, Т1К, АШ, АО° т - образования которых изменяется от--330 кДж/(моль-атом) азота
до--290 кДж/(моль-атом) азота [3, 4].
Вместе с тем в связи с химической инертностью молекулярного азота непосредственный синтез нитридов в процессе реализации технологии маловероятен. Ряд карбидов НТС, 2гС, Т1С, ЫЬ2С, ТаС, Та2С, ЫЬС имеют высокие значения температуры плавления и микротвердость, что указывает на возможность их использования в качестве упрочняющих фаз в жаропрочных материалах. Исходя из комплекса свойств роль карбидов как дисперсно-упрочняющих фаз по сравнению с оксидами и нитридами существенно ниже, что обусловлено их меньшей термодинамической стабильностью. В то же время общеизвестно, что карбиды таких элементов, как V, Мо, Сг, несмотря на относительно высокое значение термодинамического потенциала образования, широко применяются для дисперсионного упрочнения сталей, определяющего их теплостойкость. Для дисперсного упрочнения перспективнее оксиды. При учете наряду с физико-химическими свойствами технологического и экономического факторов наиболее пригодными для этой цели являются оксиды алюминия. Эффективный поставщик, необходимый для образования упрочняющих оксидов, - оксид молибдена Мо°3.
Целью работы являлось установление закономерностей формирования структуры и фазового состава материа-
лов, получаемых обработкой в механо-реакторе многокомпонентных композиций, перспективных для производства механически легированных жаропрочных сталей различного функционального назначения, имеющих температуру рекристаллизации выше 1000 °С.
Исходные материалы, приборы, оборудование и методика исследования
Цель работы достигалась созданием комплексно-упрочненных сталей, сочетающих зернограничное, дисперсионное и дисперсное упрочнения. Выбор исходных порошковых композиций определялся следующими факторами:
- основными легирующими элементами для получения сталей различных классов (перлитный, мартенсит-ный, аустенитный, ферритный) являются Сг и N1;
- высокая прочность материалов в широком интервале температур обеспечивается сочетанием зерногранично-го, дисперсионного (карбидного) и дисперсного (оксидного) упрочнений;
- перспективной фазой для дисперсного упрочнения является оксид Л120з, образующийся в результате взаимодействия алюминия с легирующим оксидом МоО3, имеющего место при реализации технологии, основанной на реакционном механическом легировании (РМЛ);
- дисперсионное упрочнение эффективно обеспечивают карбиды железа, хрома и молибдена, а также ин-терметаллиды;
- исходные порошковые композиции для получения жаропрочных сталей различного функционального назначения, имеющих температуру рекристаллизации выше 1000 °С, должны содержать легирующие металлы, способные образовывать термодинамически стабильные фазы с высоким значением модуля сдвига (оксиды и карбиды), с одной стороны, а также кислородосо-
держащее соединение с высоким значением энергии Гиббса образования и углерод, с другой.
Исходя из данных, приведенных во введении, для достижения поставленной цели оптимальными являются композиции на основе системы «железо-легирующие металлы Л1, Сг, имеющие высокое сродство к О и С, - оксид с низкой термодинамической стабильностью Мо03 и С». Согласно термодинамическим расчетам при реализации технологического процесса в этом случае наблюдаются механически и термически активируемые взаимодействия между металлами, с одной стороны, и кислородом, углеродом, с другой. Главными продуктами превращений являются оксиды, карбиды легирующих металлов, имеющие большую термодинамическую стабильность и высокое значение модуля сдвига.
Основой шихты являлся порошок железа - ПЖ2М2 (ГОСТ 9849-74). Легирующими добавками служили порошки технического углерода - ПМ-100 (ГОСТ 7885-77), никеля - ПНК-ОНТ2 (гост 9722-79), алюминия - ПА-4 (ГОСТ 6058-73), а также порошки хрома и оксида молибдена Мо03 марки «Ч». Исходные шихты содержали в значительном количестве примеси. Основные из них - углерод и кислород. Так, концентрация последних в порошке железа и никеля составляла примерно 0,20 % каждого. Наличие этих элементов учитывалось при проектировании состава материалов.
Реакционное механическое легирование осуществлялось в энергонапряженной вибромельнице (механоре-акторе) по оптимальному режиму. Исследования структурных и фазовых превращений проведены на материалах, полученных обработкой шихты в течение 16 ч. Условия механического легирования, оборудование, приборы и методики исследования представлены в
[1, 5].
Результаты исследования и их обсуждение
Механически активируемые фазовые превращения в многокомпонентных композициях исследованы на наиболее типичных системах, широко применяемых при производстве сталей. Компонентный состав композиций шихты, а также равновесный и фазовый составы механически легированных композиций приведены в табл. 1 [1, 5, 6]. В исходную шихту первой системы в количестве 0,2 % дополнительно вводился технический углерод ПМ-100. С учетом наличия этого элемента в виде примеси общее содержание углерода равнялось
Табл. 1. Состав композиций
0,4 %. Концентрация углерода во всех остальных композициях соответствовала его содержанию в виде примеси и составляла примерно 0,2 %.
Превращения в системе «Ее-Сг (13)-С (0,4)». Дополнительное введение в шихту, состоящую из порошков железа и технического хрома, 0,2 % порошка технического углерода ПМ-100 не оказывает принципиального влияния на механически активируемые превращения, наблюдающиеся при обработке композиции в механореакторе, что указывает на одинаковый механизм их протекания.
Легирующий компонент шихты, % Фазовый состав материала
после механического легирования равновесный
Сг(13); С(0,2) Беа; Беа(С); Беу(С); (Бе, Сг); Бе2С Fea(Cг); Сг7С3
Сг(13); МоО3(6) Беа; Беа(С); Реу(С); (Бе, Сг); БеэМо; Бе2С Fea(Cг, Мо); Сг2О3; &7С3
Сг(13); А1(3); МоОэ(6) Беа; Беа(С); Беу(С); (Бе,Сг); БеэМо; БеА1; Бе2С Fea(Cг, Мо); А12О3; Сг2О3; Сг7С3
А1(3); МоО3(6) Беа; Беа(С); БеэМо; БеА1 Fea(Mo, А1); А12О3
Сг(18), N1(10) Реу(Сг,№); Feа(N1); Беа(С); (Бе,Сг); FeN1з; Бе2С; N1 Fey(Cг,N1); Сг7С3
Сг(18), N1(10); МоО3(6) Fey(Cг,N1); Беа(М1); Беа(С); (Бе,Сг); Бе3Мо; FeN13; Fe2C;N1 Fey(Cг,N1,Mo); &2О3; Сг7С3
Сг(18), N1(10); А1(3); МоО3(6) Fey(Cг,N1); Fea(N1); Fea(C); (Те,Сг); Fe3Mo; FeN13; №3А1; Fe2C;N1 Fey(Cг,N1,Mo); А12О3; Сг2О3; &7С3
Как и в механически легированной композиции, состоящей из порошков железа и хрома [7] в рассматриваемой системе (табл. 2), установлено наличие феррита, мартенсита, аустенита, промежуточного соединения (Бе, Сг) и цементита. Содержание углерода в мартенсите достигает « 1 % (С0,09Бе1,91). Кроме того, установлено наличие карбида Бе2С. Количественная оценка содержания фаз указывает на увеличение в тройной композиции, по сравнению с двойной, концентрации мартенсита с 6 до 21 %, ау-стенита с 6 до 8 % и уменьшение количества феррита. Рост количества аусте-нита остаточного объясняется влиянием
углерода на положение точек Мн и Мк мартенситной диаграммы.
После обработки шихты в меха-нореакторе параметр решетки основной фазы (феррита) равен 0,2863 нм, что несколько меньше, чем у эталона (0,2866 нм). Функция физического уширения (ФФУ) р1/2 равна 2,0626 рад, относительная среднеквадратическая
микродеформация ОСМД >/< Е2 > -0,679 • 10 , плотность дислокаций в объеме кристалла р - 3,3745 • 1011 см-2. Степенное распределение ОСМД позволяет сделать вывод о формировании блочной структуры.
Табл. 2. Результаты рештеноструктурного анализа механически легированной композиции «Fe-Cr (13)-C (0,4)»
2-Theta D-Spacing Intensity Width Confidence Matches
30,660 2,9135 3 0,600 100 % (Fe, Cr)
31,425 2,8443 4 0,600 100 % (Fe, Cr)
37,761 2,3804 4 0,363 45,9 % Fes C
39,669 2,2702 6 0,600 100 % Fes C
43,203 2,0923 10 0,600 100 % Fei,9i Co,o9 , Fes C, y-Fe
43,610 2,0737 33 0,600 100 % Fei,9i Co,o9, Fes C, y-Fe
44,596 2,0301 237 0,521 100 % (Fe, Cr), Fei,9i C0,09, Fes C, a-Fe
44,633 2,0285 289 0,600 100 % (Fe, Cr) Fei,9i C0,09, Fes C, a-Fe
44,666 2,0271 291 0,600 100 % (Fe, Cr) Fe1,91 C0,09, Fes C, a-Fe
44,748 2,0236 68 0,600 100 % (Fe, Cr) Fe1,91 C0,09, Fes C, a-Fe
45,354 1,9980 57 0,600 100 % (Fe, Cr ), Fei,9i C0,09, Fes C
45,993 1,9717 10 0,600 100 % Fes C
48,949 1,8593 1 0,600 100 % Fes C
50,787 1,7962 1 0,600 100 % Y-Fe(C)
54,350 1,6866 5 0,407 68,0 % Fes C
55,373 1,6578 1 0,600 100 % (Fe, Cr), Fes C
59,995 1,5407 1 0,600 100 % Fes C
61,114 1,5151 1 0,600 100 % Fes C
61,778 1,5004 2 0,600 100 % Fe1,91 C0,09 Fes C
64,693 1,4397 7 0,762 58,3 % (Fe, Cr), Fe1,91 C0,09, Fes C, a-Fe
65,868 1,4168 7 0,600 100 % Fe1,91 C0,09, Fes C
66,138 1,4117 5 0,600 100 % Fes C
66,471 1,4054 4 0,600 100 % Fes C
70,863 1,3287 2 0,600 100 % Fes C
72,239 1,3067 1 0,352 21,3 % Fes C
74,785 1,2684 3 0,600 100 % Fes C, Y-Fe(C)
76,594 1,2429 2 0,600 100 % Fes C
76,729 1,2411 1 0,298 6,0 % Fes C
78,031 1,2236 2 0,305 0,0 % Fes C
78,965 1,2114 2 0,298 16,0 % Fes C
79,165 1,2089 2 0,600 100 % (Fe1,91 C0,09), Fes C
79,899 1,1996 4 0,600 100 % B Fes C
81,029 1,1857 10 0,600 100 % Fes C
82,441 1,1689 22 0,530 96,7 % (Fe, Cr), Fe1,91 C0,09, Fes C, a-Fe
83,531 1,1564 7 0,600 100 % Fes C
88,849 1,1004 3 0,600 100 % Fes C
89,866 1,0906 3 0,600 100 % Y-Fe(C)
Окончание табл. 2
2-Theta D-Spacing Intensity Width Confidence Matches
90,039 1,0890 2 0,321 27,2 % Y-Fe(C)
95,623 1,0396 1 0,311 4,3 % Fe:,91 C0,09, Y-Fe
96,780 1,0302 1 0,600 100 % Fe:,91 C0,09, Y-Fe
98,827 1,0143 5 0,582 63,7 % (Fe, Cr) FeU91 Q,,09, a-Fe
109,153 0,9453 2 0,600 100 % Fe1,91 C0,09
110,385 0,9381 1 0,308 5,3 % Fe1,91 C0,09
115,948 0,9086 3 0,388 34,6 % Fe1,91 C0,09, a-Fe
117,521 0,9009 2 0,600 100 % Fe1,91 C0,09, Y-Fe a-Fe
135,124 0,8334 2 0,600 100 % Fe1,91 C0,09
136,672 0,8288 5 0,423 63,5 % a-Fe
138,665 0,8233 2 0,340 29,7 % a-Fe
Механически легированные композиции характеризуются высокой
твердостью (табл. 3), достигающей 780 HV.
Табл. 3. Твердость многокомпонентных гранулированных композиций на основе железа
Легирующий компонент, % Твердость, HV, после
механического легирования механического легирования и отжига (1000 °С, 2 ч)
Сг(13); С(0,4) 780 395
Сг(13); МоО3(6) 710 420
Сг(13); А1(3); МоО3(6) 720 500
А1(3); МоО3(6) 670 460
Сг(18), N1(10) 620 410
Сг(18), N1(10); МоО3(6) 640 450
Сг(18), N1(10); А1(3); МоО3(6) 700 490
Высокая стойкость против отжига (395 HV) при температурах, достигающих 1000 °С, указывает на наличие дисперсного упрочнения. Наиболее вероятной упрочняющей фазой является оксид Сг2О3, находящийся в нанострук-турном рентгеноаморфном состоянии.
Превращения в системе «Ее-Сг (18)-№ (10)». Согласно данным рентгеноструктурного анализа гранулированная композиция, полученная обработкой в механореакторе шихты, состоящей из порошков железа, хрома
(18 %) и никеля (10 %), имеет сложный фазовый состав, включающий: твердые растворы легирующих элементов в железе - феррит, мартенсит, аустенит; сверхструктуру - (Ее, Сг); интерметал-лид - Ре№3; карбид - Ре2С; никель. Количество феррита - примерно 35 %. Эта фаза легирована никелем и, вероятно, хромом. На растворение никеля в а-железе указывает увеличение параметра кристаллической решетки с 0,28664 до 0,28693 нм. Аустенит легирован как никелем, так и хромом и опи-
сывается формулой Сг0,19Ре0,7№0,п. Растворение никеля и хрома в у-железе приводит к уменьшению параметра кристаллической решетки с 0,35911 (эталон) до 0,35765 нм. Количество ау-стенита составляет « 40 %. Содержание мартенсита с концентрацией углерода около 0,9 % достигает 15 %. Сверхструктура - а-фаза (Бе, Сг), интерме-таллид - Бе№3, элементарный никель присутствуют примерно в равных количествах.
Плотность дислокаций, распределение которых описывается степенной
11 -2
моделью, составляет 2,0427 • 10 см . Гранулированная композиция имеет высокую микротвердость, равную 620 НУ, снижающуюся до 410 НУ после отжига при 1000 °С (см. табл. 3). Высокая стойкость против длительного высокотемпературного воздействия обусловлена наличием дисперсного упрочнения, связанного с образованием нано-структурных включений оксидов хрома, находящихся в рентгеноаморфном состоянии.
Превращения в композициях на основе системы «Ее-легирующий металл, обладающий высоким сродством к кислороду (Сг и/или Л1), -МоОз (6)». Составы исследованных композиций приведены в табл. 1. Как отмечалось выше, оксид МоО3 во всех случаях вводился в композицию в качестве поставщика кислорода. При этом, исходя из равновесной термодинамики, он должен взаимодействовать с металлом, имеющим высокое сродство к кислороду (Сг и/или Л1). Один из продуктов этого взаимодействия - термодинамически стабильный оксид (Сг203, Л1203) - основная упрочняющая фаза.
Характерной особенностью фазового состава механически легированных композиций, содержащих в исходной шихте МоО3, является наличие фазы Бе3Мо. Количество ее зависит от состава шихты и находится в пределах 4...8 %. Согласно расчетам в случае полного восстановления молибдена из
оксида МоО3 и при взаимодействии его с железом с образованием Бе3Мо количество последнего должно составлять примерно 11 %. Минимальное содержание Бе3Мо находится в композициях, легированных хромом, максимальное -хромом и алюминием. Присутствие этой фазы однозначно указывает на протекание механически активируемых окислительно-восстановительных превращений с образованием оксида металла, имеющего высокое сродство к кислороду, и молибдена с последующим взаимодействием его с железом.
Более полное протекание механически активируемых окислительно-восстановительных превращений в композициях с алюминием, по сравнению с композициями, легированными хромом, обусловлено меньшим значением энергии Гиббса образования оксида Л1203, чем Сг203, что дополнительно подтверждает достоверность ранее установленной закономерности влияния термодинамического фактора на скорость механически активируемых превращений
[1, 5, 8, 9].
Наряду со взаимодействием с оксидом МоО3 некоторая часть алюминия растворяется в а-железе, а также образует с последним соединение БеЛ1. В композициях, содержащих никель, вместо алюминида железа формируется алюминид никеля №3Л1.
Во всех механически легированных композициях с МоО3, так же, как и без него, присутствуют фазы феррит, аусте-нит и мартенсит. Основные фазы (феррит и аустенит) характеризуются высокой плотностью дислокаций, находя-
11 12 -2 щейся в пределах 8 • 10 .2 • 10 см .
Исходя из распределения относительной среднеквадратической микродеформации (ОСМД) в кристаллитах, описываемого степенной зависимостью, зерна этих фаз имеют блочное строение. Гранулированные композиции обладают высокой микротвердостью, находящейся в пределах 640.720 НУ (см. табл. 3). Минимальную твердость име-
ют материалы, легированные хромом и никелем с преобладающим содержанием в структуре аустенита. Гранулированные композиции характеризуются высокой жаропрочностью. После отжига при 1000 °С их микротвердость находится в пределах 410.. .500 НУ. Высокая жаропрочность композиций обусловлена дисперсным упрочнением нанораз-мерными частицами оксидов хрома и алюминия, синтезирующихся в процессе реализации технологии.
При прочих равных условиях легирование алюминием приводит к увеличению жаропрочности, что объясняется более полным протеканием окислительно-восстановительных превращений, а также большей термодинамической и «механической» стабильностью оксида А12О3 по сравнению с оксидами хрома.
Формирование структуры основы. Анализ кинетики изменения тонкой структуры основы железных композиций, подвергнутых механическому легированию (рис. 1), позволяет сделать
вывод, что измельчение зерен при обработке шихты в механореакторе подчиняется общей закономерности, характерной для металлических систем, и происходит в результате протекания процесса динамического возврата (динамической рекристаллизации) [1, 10]. На начальной стадии размола в частицах наблюдается увеличение дефектности кристаллического строения. В течение 1. 2 ч обработки в механореакторе
плотность дислокаций повышается до
12 2
значений не ниже 10 см . Достигнув критической величины, они перестраиваются, образуя соответствующие субструктуры, и плотность их уменьшается. При большой плотности дефектов возникают фрагментированные зерна. С увеличением степени деформации размер фрагментов уменьшается, а угол разориентировки между ними возрастает. Границы между фрагментами становятся большеугловыми. Результат превращений - структура, подобная структуре динамической рекристаллизации.
Р'Ю10 окр см-2 нм Аа/а'10"4
I -
Рис. 1. Влияние продолжительности МЛ на параметры тонкой структуры гранулированной композиции «^е-Сг (18 %)-МоО3(6 %)»
Основа механически легированных железных систем является твердым раствором элементов, входящих в состав легирующих компонентов в железе. Механически активируемая фрагментация приводит к измельчению кристаллитов до значений, не превышающих 100 нм. Размер ОКР составляет 10.20 нм. Субмикрокристаллическая структура с большой протяженностью поверхности раздела между компонентами способствует образованию центров кристаллизации упрочняющих фаз и ускоряет процесс их формирования.
Как и ранее изученные алюминиевые, медные и никелевые системы [1, 11, 12], механически легированные железные композиции являются комплексно-упрочненными, термодинамически неравновесными системами. Термически активируемые превращения, имеющие место при отжиге, не оказывая заметного влияния на структуру, по фазовому составу приближают механически легированные композиции к термодинамическому равновесию, но не достигают его. Преобладающим типом упрочнения как в механически легированных композициях, так и подвергнутых последующей термической обработке является зернограничный. Основная роль механически и термически синтезированных наноструктурных упрочняющих фаз заключается в стабилизации границ зерен и субзерен.
Выводы
1. При механическом легировании многокомпонентных композиций, являющихся основой для производства жаропрочных перлитных, мартенсит-ных, ферритных, аустенитных сталей, протекают фазовые превращения, уменьшающие свободную энергию систем, но не обеспечивающие достижения их равновесного состояния. В зависимости от состава исходной шихты продукт механически активируемых превращений - твердые растворы и соеди-
нения, включающие интерметаллиды, оксиды и карбиды.
2. Основа механически легированных железных систем является твердым раствором элементов, входящих в состав легирующих компонентов в железе. Механически активируемая фрагментация приводит к измельчению кристаллитов до значений, не превышающих 100 нм. Размер ОКР составляет 10.20 нм. Субмикрокристаллическая структура с большой протяженностью поверхности раздела между компонентами способствует образованию центров кристаллизации упрочняющих фаз и ускоряет процесс их формирования.
3. Термически активируемые превращения, имеющие место при отжиге, не оказывая заметного влияния на структуру, по фазовому составу приближают механически легированные композиции к термодинамическому равновесию, но не достигают его.
4. Высокая жаропрочность материалов достигается сочетанием зерно-граничного, дисперсионного ( интерме-таллидного, карбидного) и дисперсного (оксидного) упрочнений; дисперсионное упрочнение эффективно обеспечивают карбиды железа, хрома и молибдена, а также интерметаллиды; перспективной фазой для дисперсного упрочнения является оксид Л1203,
5. Для получения жаропрочных сталей, имеющих температуру рекристаллизации выше 1000 °С, оптимальными являются композиции на основе системы «железо-легирующие металлы Л1, Сг, имеющие высокое сродство к О и С, - оксид с низкой термодинамической стабильностью Мо03 и С».
6. Преобладающим типом упрочнения как в механически легированных композициях, так и подвергнутых последующей термической обработке является зернограничный. Основная роль механически и термически синтезированных наноструктурных упрочняющих фаз заключается в стабилизации границ зерен и субзерен.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Ловшенко, Г. Ф. Наноструктурные механически легированные материалы на основе металлов : монография / Г. Ф. Ловшенко, Ф. Г. Ловшенко, Б. Б. Хина ; под ред. д-ра техн. наук, проф. Ф. Г. Ловшен-ко . - Могилев : Белорус.-Рос. ун-т, 2008. - 679 с. : ил.
2. Ловшенко, Г. Ф. Теоретические и технологические аспекты создания наноструктурных механически легированных материалов на основе металлов / Г. Ф. Ловшенко, Ф. Г. Ловшенко. - Могилев : Белорус.-Рос. ун-т, 2005. - 276 с.
3. Верятин, У. Д. Термодинамические свойства неорганических веществ : справочник / У. Д. Ве-рятин, В. П. Маширев, Н. Г. Рябцев. - М. :Атомиздат, 1965. - 460 с.
4. Смитлз, К. Дж. Металлы / К. Дж. Смитлз. - М. : Металлургия, 1980. - 447 с.
5. Ловшенко, Ф. Г. Композиционные наноструктурные механически легированные порошки для газотермических покрытий: монография / Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко. - Могилев : Белорус.-Рос. ун-т, 2013. - 216 с.
6. Ловшенко, Г. Ф. Термодинамическое моделирование фазовых превращений при реакционном механическом легировании композиций на основе железа и никеля / Г. Ф. Ловшенко, Ф. Г. Ловшенко // Вестн. Белорус.-Рос. ун-та. - 2006. - № 4. - С. 109-118.
7. Ловшенко, Ф. Г. Закономерности формирования структуры и фазового состава двухкомпо-нентных механически легированных композиций на основе железа / Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко // Литье и металлургия. - 2015. - № 1. - С. 81-90.
8. Ловшенко, Ф. Г. Закономерности формирования фазового состава, структуры и свойств при механическом легировании двойных алюминиевых композиций / Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко // Наука и техника. - 2015. - № 1. - С. 3-13.
9. Ловшенко, Ф. Г. Анализ фазовых и структурных превращений при механическом легировании систем на основе меди / Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко // Вестн. Белорус.-Рос. ун-та. - 2014. - № 4. -С. 30-41.
10. Ловшенко, Г. Ф. Закономерности и механизм формирования структуры основы механически легированных композиций на базе металлических систем / Г. Ф. Ловшенко, Ф. Г. Ловшенко // Литье и металлургия. - 2014. - № 4. - С. 88-98.
11. Витязь, П. А. Механически легированные сплавы на основе алюминия и меди / П. А. Витязь, Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко. - Минск : Беларус. навука, 1998. - 352 с. : ил.
12. Ловшенко, Ф. Г. Наноструктурные механически легированные материалы на основе никеля: монография / Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко. - Минск : БНТУ, 2012. - 297 с.
Статья сдана в редакцию 23 марта 2015 года
Федор Григорьевич Ловшенко, д-р техн. наук, проф., Белорусско-Российский университет. Тел. +375-296-25-21-26.
Григорий Федорович Ловшенко, д-р техн. наук, проф., Белорусский национальный технический университет. E-mail: Greg-lovshenko@mail.ru.
Fedor Grigoryevich Lovshenko, DSc, Professor, Belarusian-Russian University. Tel.: +375-296-25-21-26. Grigory Fedorovich Lovshenko, DSc, Professor, Belarusian National Technical University. E-mail: Greg-lovshenko@mail.ru.
