CC BY
50
УДК 669.017
Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко, А. С. Федосенко
ФОРМИРОВАНИЕ ФАЗОВОГО СОСТАВА, СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ МЕХАНИЧЕСКИ ЛЕГИРОВАННЫХ КОМПОЗИЦИОННЫХ ПОРОШКОВ НА ОСНОВЕ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО - АЛЮМИНИЙ» И ПОКРЫТИЙ ИЗ НИХ
UDC 669.017
F. G. Lovshenko, G. F. Lovshenko, A. S. Fedosenko
FORMATION OF PHASE COMPOSITION, STRUCTURE AND PROPERTIES OF MECHANICALLY ALLOYED «FE-AL»-BASED COMPOSITE POWDERS AND COATINGS MADE OF THEM
Приведены закономерности формирования фазового состава, структуры и свойств механически легированных наноструктурных композиционных дисперсно-упрочненных порошков на основе системы «железо - алюминий» и плазменных покрытий из них. Проведена оптимизация технологических параметров обработки материала в механореакторе. Исследована износостойкость полученных покрытий.
Ключевые слова:
реакционное механическое легирование, плазменное напыление, железо-алюминий, дисперсное упрочнение.
Abstract
The paper presents the formation of phase composition, structure and properties of mechanically alloyed nano-structured composite dispersion-strengthened powders on the basis of «iron - aluminium» system and plasma coatings made of them. The optimization of technological parameters of material processing in the mechanoreactor is performed. Wear resistance of the received coatings is investigated.
Key words:
reactive mechanical alloying, plasma spraying, iron-aluminium, dispersion strengthening.
Аннотация
Введение
В настоящее время для этой цели широко используются никелевые сплавы, в том числе и композиционные дисперсно-упрочненные [1-4]. Основной недостаток их - высокая стоимость. Перспективной заменой этим сплавам, в ряде случаев, являются материалы системы «железо - алюминий», свойства которых, в зависимости от содержания компонентов, могут изменяться в широком интервале. Ряд материалов относится к жаропрочным, стойким против ползучести при повышенных и высоких температурах и обладающим особыми физико-химическими свойствами: хорошим сопротивлением высокотем-
Одним из условий прогресса в ведущих отраслях промышленности, включая авиационную, автомобильную, энергетическую, химическую, является применение новых конструкционных материалов, обладающих, наряду с высокими механическими свойствами, жаропрочностью, жаростойкостью, коррозионной стойкостью. Они используются как для производства деталей и конструкций, работающих в жестких температурно-силовых условиях и агрессивных средах, так и для упрочнения последних путем нанесения покрытий.
© Ловшенко Ф. Г., Ловшенко Г. Ф., Федосенко А. С., 2012
пературному окислению, науглероживанию и коксованию, а также высокой коррозионной стойкостью на воздухе и в атмосферах серы, хлора и смеси этих газов. Кроме того, сплавы имеют пониженную плотность, высокую теплопроводность и износостойкость. Этот уникальный комплекс, в ряде случаев, взаимоисключающих свойств, а также низкая стоимость определяют широкий интерес к железоалюминиевым материалам, что обуславливает большое количество исследований, направленных на их создание и установление закономерностей формирования фазового состава, структуры и свойств, а также перспективных областей применения. К настоящему времени доказано, что же-лезоалюминиевые материалы в ряде случаев способны эффективно заменять дорогостоящие никелевые сплавы и нержавеющие стали и могут быть использованы в металлургии, машиностроении, включая автомобилестроение, и медицине [5].
Сплавы на основе системы «железо - алюминий» получают методами как классической [6], так и порошковой [7, 8] металлургии. В последнем случае наряду с самораспространяющимся высокотемпературным синтезом (СВС) [9] находит применение механическое легирование. Получаемые при этом порошки подвергают компактированию или используют для нанесения покрытий [10].
Перспективной технологией производства железоалюминиевых материалов, как и других композиционных дисперсно-упрочненных порошков, является реакционное механическое легирование [4, 11]. Указанным методом получают композиции системы «железо - алюминий» с содержанием второго компонента от 2 до 98 %. Наиболее широкое распространение получили материалы с содержанием алюминия до 33 %. При
этом исследования ведутся на базе трех композиций, структурой основы которых в соответствии с диаграммой Fe-Al (рис. 1) [12] является: твердый раствор алюминия в железе (до 10 % алюминия) [13]; химическое соединение Fe3Al (13...23 % алюминия) [14] и интерме-таллид FeAl, соответствующий содержанию алюминия 23...33 % [15].
Большинство работ по системе Fe-Al направлены на изучение процессов, протекающих в композиции при механическом легировании. Так, в [7, 8] приведены данные исследования структуры, механических и магнитных свойств материалов, полученных из шихты Fe-40 % ат.А1, подвергнутой обработке в шаровой планетарной мельнице в течение 0,5...72 ч, а также влияние на эти характеристики термического воздействия. Предметом исследования являлись: размер зерна, дефекты кристаллического строения, процесс упорядочения структуры и их влияние на твердость материала.
Наряду с изучением двойных композиций имеются исследования по системам, легированным хромом, медью, никелем и др. [16, 17]. Представляют интерес работы по использованию механического легирования для упрочнения железоалюминиевых материалов неметаллическими фазами, в роли которых могут выступать нитриды, карбиды, оксиды, бориды и др. Так, в [18] рассмотрено получение из порошков Fe, Al и BN кермета FeAl/BN состава (Fe60A140)0.90(BN)0.10. Обработка композиции проводилась в высокоэнергетической шаровой мельнице SPEX 8000 в течение 12, 18, 25, 28 и 32 ч с использованием камеры и рабочих тел из закаленной стали при отношении шаров к шихте, равном 10.
Alomie I'ercenl Aluminum
Рис. 1. Диаграмма состояния Fe-Al [10]
В качестве поверхностно-активного вещества (ПАВ) применялся этанол. Установлено, что с увеличением времени обработки происходит снижение размера частиц получаемого материала, минимальное значение которого может достигать 20 нм. Помимо механически синтезированного интерметаллида БеА1, обнаружено формирование наноразмер-ных трубок нитрида бора с гексагональной кристаллической решеткой.
Проведенный анализ позволяет сделать вывод, что механически легированные композиции на основе системы «железо - алюминий» с высоким содержанием второго компонента перспективны для упрочнения, восстановления и защиты деталей машин, узлов и механизмов путем нанесения покрытий газотермическими способами. Однако законченные и систематизированные исследования, направленные на получение механически легированных железоалю-миниевых порошков и покрытий из них, до настоящего времени отсутствуют. Можно предположить, что в этом случае, как и в ранее изученных системах, будут реализовываться основные преимущества технологии реакционного
механического легирования [4, 17-19].
Исходя из этого целью данного исследования являлось установление закономерностей формирования фазового состава структуры и свойств механически легированных наноструктурных композиционных дисперсно-упрочненных порошков на основе системы «железо - алюминий» и покрытий из них.
Методика исследования; материалы, оборудование и приборы
Выбор дисперсного упрочнения в качестве основного в разрабатываемых материалах обусловлен тем, что оно, не уступая по эффекту другим видам при температурах, достигающих 0,60Тпл основы, имеет очевидные преимущества перед ними в интервале 0,60...0,95 Тл [1-4]. Дисперсно-упрочненный материал представляет собой матрицу из металла или сплава, в которой равномерно распределены дисперсные частицы упрочняющей фазы, стойкие против коагуляции и роста при нагреве до температуры плавления основы. Предельно высокое упрочнение имеют материалы с максимально развитой поверхностью границ зерен и субзерен, закрепленных и ста-
билизированных дисперсными частицами упрочняющей фазы. Основное упрочнение в материалах этого типа - зер-нограничное. Однако в связи с тем, что упрочнение реализуется только при наличии дисперсной упрочняющей фазы, оно названо дисперсным. У этих материалов оптимальной является структура микрокристаллического типа с размером равновесных зерен 0,2...0,5 мкм, разделенных на субзерна величиной 0,05.0,10 мкм. Частицы упрочняющей фазы, расположенные в основном по границам зерен, должны иметь величину < 0,05 мкм. Единственной доступной для промышленной реализации технологией, позволяющей обеспечить получение структуры с вышеприведенными параметрами, является реакционное механическое легирование [4].
Для дисперсного упрочнения металлов и сплавов, имеющих температуру плавления более 1500 0С, 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. Наибольший интерес представляют термодинамически стабильные оксиды, среди которых с учетом безопасности, доступности и коррозионной стойкости перспективны А1203, 2г02, ТЮ2, Сг203. В системе «железо - алюминий» дисперсное упрочнение обеспечивают также алюминиды железа. Однако, по сравне-
нию с оксидами, их верхний температурный предел стойкости против коагуляции и роста существенно ниже, что уменьшает жаропрочность материала.
Для получения механически легированных дисперсно-упрочненных материалов перспективными являются системы «основной металл - О, С, N в комплексе или в отдельности - элемент, имеющий высокое сродство к О, С, №>. Доказано [4], что О, С и/или N необходимые для синтеза упрочняющих фаз (оксидов, карбидов, нитридов), целесообразно вводить в обрабатываемую в механореакторе шихту не в чистом виде, а связанными в химические соединения с малой термодинамической стабильностью.
Объектом исследования являлись Бе-А1-С17Нз5СООН (ЖА); Бе^^Оз-С17Н35СООН (ЖА-ДУ). Содержание алюминия в композициях изменялось в пределах 5. 35 %. Они являлись аналогами порошков, имеющих основы твердого раствора, а также алюминидов железа Бе3А1 и БеА1. Во вторую композицию в качестве поставщика кислорода вводился оксид железа Бе2О3. Согласно термодинамическому анализу, результаты которого представлены в табл. 1, в этом случае при реакционном механическом легировании и нанесении покрытий должно происходить механически и термически активируемое взаимодействие между алюминием и оксидом железа, конечным продуктом которых является оксид алюминия А1203.
Табл. 1. Химический и фазовый состав композиций
Обозначение Химический состав Фазовый состав
равновесный механически легированной композиции
ЖА 0,4 % С + 0,4 % О + + 30 % А1 + Бе(ост) 6 % Бе3С + 0,85 % А1203 + + БеА1(ост) а-Бе(С, А1), Бе3А1, БеА1, А1
ЖА-ДУ 0,4 % С + 2,8 % О + + 30 % А1 + Бе(ост) 6 % Бе3С + 5,95 % А12О3 + + БеА1(ост) а-Бе(С,А1), Бе3А1, БеА1, Бе203, А1
Максимальное количество Бе2О3, вводимое в шихту, составляло 10 %. Стеариновая кислота С17Н35СООН являлась, с одной стороны, поверхностно-активным веществом (ПАВ), а с другой, служила поставщиком углерода и кислорода. Содержание ее в исходной шихте изменялось в пределах 0.0,35 %.
Исходными компонентами шихты для получения механически легированных порошковых композиций служили стандартные порошки железа - ПЖ2М2 (ГОСТ 9849-74), алюминия - ПА-4 (ГОСТ 6058-73); порошки: оксида молибдена (МоО3) и стеариновой кислоты марок Ч и ХЧ соответственно. При проведении исследований учитывалось содержание кислорода и углерода в порошке железа, которое составляло примерно 0,25 и 0,15 % соответственно. Наличие других примесей во внимание не принималось.
Композиционные порошки для напыления получали механическим легированием шихты в течение 8 ч в ме-ханореакторе - энергонапряженной вибромельнице гирационного типа. Ускорение рабочих тел - шаров из стали ШХ15СГ (твердость НЯС 62) диаметром 9,2 мм являлось оптимальным для композиций на основе железа и составляло 135 м-с [4]. При исследовании влияния условий механического легирования на гранулометрический состав композиционного порошка независимыми факторами являлись заполнение помольной камеры рабочими телами (шарами) и соотношение объемов шаров и шихты, которые изменялись в пределах 45.75 и 7.17 % соответственно. При изучении влияния первого фактора значение второго равнялось 7, а при изменении второго величина первого составляла 75 %. Обработке подвергалась композиция 70 % Бе + 30 % А1 + + 0,10 % С17Н35СООН. Соотношение между алюминием и железом в этом случае соответствовало интерметаллиду БеА1, обладающему оптимальными физико-механическими и эксплуатацион-
ными свойствами [19]. На этапе исследования влияния состава шихты на гранулометрический состав композиционных порошков механическое легирование проводилось при заполнении помольной камеры рабочими телами и соотношении объемов шаров и шихты, равном 75 и 7 % соответственно.
Текучесть механически легированных порошков определялась по методу угла естественного откоса, рассмотренному в [20].
При подготовке к напылению образцы подвергались пескоструйной обработке. Напыление покрытий осуществлялось с применением плазмотрона оригинальной конструкции (аналог ПУН-1), работающего на воздушно-про-пановой плазмообразующей смеси по следующему режиму: сила тока -250.260 А; напряжение на дуге -170.180 В; соотношение воздух/пропан - нормальное; скорость плазмы (дозвуковая) - 1300.1500 м/с; скорость частиц - 80.100 м/с; расход порошка -5.7 кг/ч.
Испытания покрытий на износостойкость проводились на модернизированной машине трения СМТ-1, оснащенной БСАО-системой для компьютерной обработки данных. Износ осуществлялся в условиях трения скольжения в минеральном масле с добавкой абразива А12О3 (корунд) фракции 10 мкм в количестве 10 % объема. Материалом контртела являлась закаленная сталь ШХ15. К образцу площадью 2 см2 прикладывалась нагрузка, равная 120 Н. Скорость вращения контртела равнялась 500 об/мин. Путь испытания составлял 2200 м.
Гранулометрический, металлографический, электронно-микроскопический, рентгеноструктурный анализ порошков и покрытий проводился с использованием стандартных методик, приборов и оборудования.
В качестве параметров, определяющих оптимальные условия механического легирования и состав исходной шихты, выступали гранулометрический
состав композиционного порошка и относительная износостойкость покрытий.
Результаты исследований
Обработка шихты в механореакто-ре приводит к изменению морфологии, структуры и фазового состава материала. На начальном этапе, продолжительность которого составляет 1. 3 ч, исходная осколочная форма порошков из-
меняется на пластинчатую. Дальнейшая обработка приводит к измельчению пластинок и образованию ультратонких частиц осколочного типа размером менее 10 мкм с последующей их агломерацией и сваркой. В результате протекания этих процессов формируется гранулированная композиция с формой частиц осколочного типа, близкой к равноосной (рис. 2).
Рис. 2. Форма, размер и структура частиц порошковой композиции Ре-А1-С17Н35СООН, подвергнутой обработке в механореакторе. Продолжительность обработки: а - 2 ч; б-в - 8 ч
Динамическое равновесие между процессами разрушения и сварки композиционных частиц наступает после обработки в механореакторе в течение 6.7 ч. Дальнейшая обработка практически не изменяет форму и размер частиц.
Задачей следующего этапа исследования являлось установление зависимости гранулометрического состава механически легированных композиционных порошков от состава исходной шихты и условий обработки ее в меха-нореакторе. Решение направлено на определение условий, обеспечивающих получение композиций с максимальным содержанием фракции частиц оптимального размера, обладающих хорошей текучестью. Этот показатель является одним из наиболее важных технологических свойств металлических порошковых материалов для нанесения
покрытий. При плазменном напылении предпочтение отдается фракции с величиной частиц, находящихся в диапазоне -100 +40 мкм [21]. При этом больший эффект достигается в случае использования порошков с размером, близким к нижнему значению. Применение этой фракции, кроме технологических преимуществ, обеспечивает также получение покрытий с оптимальным комплексом физико-механических свойств. Мелкие порошки в плазменном потоке интенсивно окисляются, а при использовании крупных сложно обеспечить оптимальную скорость движения и нагрев частиц выше температуры плавления, что во всех случаях негативно сказывается на качестве покрытий.
Анализ результатов исследования, представленных на рис. 3 и 4, позволяет сделать вывод, что, исходя из требова-
ний, предъявляемых к гранулометрическому составу порошков для напыления, факторы, определяющие условия механического легирования и состав исходной шихты, могут изменяться в исследованных интервалах.
Независимо от состава и условий получения механически легированный композиционный порошок фракции -100 +40 мкм обладает высокой текучестью. Угол естественного откоса свободно насыпанного порошка находится
в пределах 25.350, что согласно данным, приведенным в [22], соответствует свободно текучему материалу. Сделанный вывод подтверждается результатами дальнейших экспериментальных исследований. Подача порошка из бункера в плазменный поток не составляла проблем. Хорошая текучесть полученного материала определяется формой и размером композиционных частиц, которые близки к оптимальным.
Рис. 3. Гранулометрический состав композиционных порошков, полученных механическим легированием шихты Ре-А1-СпН35СООН при различных значениях заполнения рабочей камеры шарами (а) и соотношении объемов рабочих тел и шихты (б)
а)
Рис. 4. Гранулометрический состав композиционных порошков, полученных механическим легированием шихты с различным содержанием С17Н35СООН (а) и алюминия (б)
Дальнейшие исследования проводились с использованием композиционных порошков, полученных механическим легированием по оптимальному режиму, обеспечивающему формирование дисперсно-упрочненных нанострук-турных жаропрочных материалов. При этом ускорение рабочих тел составляло 135 м-с- , заполнение помольной камеры шарами - 75 %, соотношение объемов шаров и шихты - 12, продолжительность обработки - 8 ч [4]. Независимо от состава исходной шихты в механически легированных композиционных порошках размер зерен основы и включений различного типа, в том числе исходных компонентов и упрочняющих фаз, находится в пределах 0,01.0,10 мкм. При этом для композиций характерно равномерное распределение легирующих компонентов.
Обработка шихты в механореакто-ре сопровождается фазовыми превращениями, однако фазовый состав механически легированных композиций не достигает равновесного (см. табл. 1). Уменьшение интенсивности и увеличение ширины интерференционных линий железа примерно в 2. 3 раза, а также смещение их в сторону меньших углов позволяет сделать однозначный вывод о механически активируемом растворении легирующих элементов (С, А1) в матричном металле. Основой механически легированных порошков ЖА, ЖА-ДУ является мартенсит (а-Бе (С, А1)). В структуре присутствуют также неравновесные микроразмерные включения исходных компонентов - алюминия и оксида железа Бе2О3. В то же время образование таких равновесных фаз, как оксид алюминия А12О3 и карбид железа Бе3С, рентгеноструктурным анализом не установлено, что не исключает их наличия в материале. Высокая исходная твердость механически легированных композиций, находящаяся в пределах НУ600.650 и сохраняющаяся при нагреве до температур, превышающих 0,7Тпл, обусловлена сочетанием твердо-
растворного (мартенситного) и дисперсного упрочнения. Последнее вызвано образованием при механическом легировании наноразмерных рентге-ноаморфных фаз, являющихся промежуточными соединениями в цепочке формирования интерметаллидов, оксидов и карбидов, стабилизирующих структуру основы. Дополнительным подтверждением этому является наличие на рентгенограммах композиций ЖА, ЖА-ДУ двух-трех слабых линий, которые могут быть отнесены к интер-металлидам Бе3А1, БеА1.
Отжиг активирует фазовые превращения в механически легированных системах [4]. Так, после термической обработки при температурах выше 0,6Тпл в исследованных композициях установлено наличие всех равновесных фаз, содержание которых превышало 2 %. Плазменные покрытия в значительной мере наследуют фазовый состав и структуру механически легированных композиционных порошков.
Оптимизация состава шихты осуществлялась по износостойкости покрытий и проводилась в два этапа. На первом - методом однофакторного эксперимента, определялось оптимальное содержание легирующих компонентов в исходной шихте, на втором - проводилось математическое описание области оптимума.
При определении методом одно-факторного эксперимента влияния на параметр оптимизации - относительную износостойкость покрытий 1отн содержания в исходной шихте легирующих компонентов независимыми переменными являлись: в системе Бе-А1-С17Н35СООН -алюминий и стеариновая кислота; в системе Бе-А1-Ре2О3-С17Н35СООН - алюминий и оксид железа Бе2О3. Для первой системы, износостойкость которой принята равной 1,0, базовой являлась композиция, содержащая 20 % алюминия и 0,2 % С17Н35СООН; для второй - 20 % алюминия, 5 % Бе2О3 и 0,2 % С17Н35СООН. Результаты исследования приведены на рис. 5 и 6.
а)
б)
Рис. 5. Влияние содержания в исходной шихте алюминия (а) и стеариновой кислоты (б) на относительную износостойкость покрытий: а - содержание 0,20 % СПН35 СООН; б - содержание 20 % А1
а)
б)
Рис. 6. Влияние содержания в исходной шихте алюминия (а) и оксида железа (б) на относительную износостойкость покрытий: а - содержание 4 % Бе203; б - содержание 20 % А1
Возрастание износостойкости покрытий с повышением содержания в исходной шихте алюминия и стеариновой кислоты обусловлено увеличением в структуре количества интерметаллидов Бе3А1, БеА1, а также мартенсита и степени его пересыщения. В композиции Ее-А1-Бе2О3-С17Н35СООН имеет место дополнительное упрочнение нанораз-мерными включениями оксида алюминия А1203, образующимися в результате механически и термически активируемых окислительно-восстановительных реакций между алюминием и оксидом
железа, протекающих при получении композиционных порошков и нанесении покрытий из них.
Второй этап исследования влияния состава исходной шихты на относительную износостойкость покрытий из механически легированных композиционных порошков - описание области оптимума проводился с применением центрального композиционного ортогонального планирования второго порядка. Матрицы планирования, результаты экспериментов и статистической обработки экспериментальных данных при-
ведены в табл. 2.5. При этом данные первого этапа исследования использовались для установления граничных значений факторов.
В результате статистической обработки экспериментальных данных получены математические модели, адекватно представляющие результаты экспериментов. Установленные зависимости имеют следующий вид:
- система Бе-Л1 1отн = 1,01 + 0,33 Х1 + 0,26 Х2 + + 0,09 Х,Х2 - 0,13 Х, - 0,06 Х22;
- система Бе-Л1-Ре2Оз
1отн = 1,02 + 0,19 Х1 +
+ 0,27 Х2 - 0,10 Х22.
Табл. 2. Матрица планирования и результаты эксперимента при оптимизации состава механически легированных порошков системы Ре-Л1-С17Н35СООН из шихты ПЖ2М2-ПА4-С17Н35СООН
Характеристика Фиктивная переменная Фактор Параметры оптимизации
Л1, % ПАВ, % Относительная износостойкость 1отн
Основной уровень Интервал варьирования (I) Верхний уровень Нижний уровень 20 10 30 10 0,20 0,10 0,30 0,10
Код х0 х1 х2 х1х2 х1 1 1 1х 1 " / 3 х21 = х22 - 2/3 экп. расч.
Опыт
1(10) +1 -1 -1 +1 +1/3 +1/3 0,35 0,32
2(11) +1 -1 +1 -1 +1/3 +1/3 0,65 0,66
3(12) +1 +1 +1 +1 +1/3 +1/3 1,45 1,50
4(13) +1 +1 -1 -1 +1/3 +1/3 0,80 0,80
5(14) +1 +1 0 0 +1/3 -2/3 1,25 1,21
6(15) +1 -1 0 0 +1/3 -2/3 0,50 0,55
7(16) +1 0 +1 0 -2/3 +1/3 1,25 1,21
8(17) +1 0 -1 0 -2/3 +1/3 0,65 0,69
9(18) +1 0 0 0 -2/3 -2/3 1,00 1,01
Табл. 3. Матрица планирования и результаты эксперимента при оптимизации состава механически легированных порошков системы Ре-Л1-Бе2О3-С17Н35СООН из шихты ПЖ2М2-ПА4-Ре2О3-0,30 % С17Н35СООН
Характеристика Фиктивная переменная Фактор Параметры оптимизации
основной производный Относительная износостойкость 1отн
Л1, % Ре2О3, %
Основной уровень Интервал варьирования (I) Верхний уровень Нижний уровень 20 10 30 10 4 4 8 0
Код х0 х1 х2 х1х2 1х 1 1 1х - 2/ 3 х21 = х22 - 2/3 экп. расч.
Опыт
1(10) +1 -1 -1 +1 +1/3 +1/3 0,45 0,43
2(11) +1 -1 +1 -1 +1/3 +1/3 0,95 0,97
3(12) +1 +1 +1 +1 +1/3 +1/3 1,35 1,35
4(13) +1 +1 -1 -1 +1/3 +1/3 0,75 0,81
5(14) +1 +1 0 0 +1/3 -2/3 1,20 1,18
6(15) +1 -1 0 0 +1/3 -2/3 0,80 0,85
7(16) +1 0 +1 0 -2/3 +1/3 1,20 1,19
8(17) +1 0 -1 0 -2/3 +1/3 0,65 0,65
9(18) +1 0 0 0 -2/3 -2/3 1,00 1,02
Табл. 4. Результаты статистической обработки экспериментальных данных при описании области оптимума износостойкости покрытий из механически легированных порошков системы Ре-А1-СпН35СООН
Параметр Результат статистической обработки
V Ь0 Ь1 Ь2 Ь12 Ь11 Ь22 АЬ0' АЬ0
!отн 0,88 1,01 0,33 0,26 0,09 -0,13 -0,06 ±0,023 ±0,1
Продолжение табл. 4
Параметр Результат статистической обработки
АЬ; АЬи АЬ;; Чу2 Ч 2 Р0,05расч т? табл Г0,05
1отн ±0,03 ±0,04 ±0,06 0,0026 0,0024 9 3 1,0 3,9
Табл. 5. Результаты статистической обработки экспериментальных данных при описании области оптимума износостойкости покрытий из механически легированных порошков системы Ре-А1-Ре2О3-СпН35СООН
Параметр Результат статистической обработки
Ь0' Ь0 Ь1 Ь2 Ь12 Ь11 Ь22 АЬ0' АЬ0
1отн 0,93 1,02 0,19 0,27 0,01 -0,03 -0,10 ±0,03 ±0,11
Продолжение табл. 5
Параметр Результат статистической обработки
АЬ; АЬу АЬ;; Чу2 Ч 2 Р0,05расч т? табл Г0,05
1отн ±0,03 ±0,04 ±0,06 0,0030 0,0021 9 5 0,7 5,2
Графическая интерпретация полученных моделей представлена на рис. 7.
Анализ полученных результатов показывает, что в исследованном интервале изменения факторов наибольшую износостойкость имеют покрытия из механически легированных порошков, полученных из шихты с максимальным содержанием легирующих компонентов. Дополнительно проведенные исследования показали, что дальнейшее увеличение их содержания создает технологические проблемы как на стадии получения порошка, так и при нанесении покрытий.
Согласно результатам сравнительных испытаний покрытия из разработанных порошков двух систем имеют примерно одинаковую твердость, зна-
чение которой на НУ60.110 превышает твердость покрытия из ПН85Ю15. Износостойкость покрытий из механически легированной композиции, полученной из шихты второй системы, в 1,1.1,2 раза выше, чем первой, и в 1,3.1,4 раза превосходит по этому показателю покрытия из ПН85Ю15.
Выводы
1. Реакционное механическое легирование является перспективным способом получения наноструктурных композиционных дисперсно-упрочненных порошков на основе системы «железо -алюминий» для плазменных защитных покрытий.
а) б)
Рис. 7. Зависимость относительной износостойкости покрытий из механически легированных композиций систем Ре-Л1-С17Н35СООН (а) и Ре-Л1-Ре2О3-0,3 % С17Н35СООН (б) от содержания легирующих компонентов в исходной шихте
Для реализации процесса эффективен механореактор вибрационного типа; оптимальными условиями обработки порошковых композиций этой системы являются: ускорение рабочих тел - 135 м-с-2, заполнение помольной камеры шарами - 75 %, соотношение объемов шаров и шихты - 12, продолжительность - 8 ч; в качестве легирующих добавок в исходную шихту перспективны стеариновая кислота С17Н35СООН и оксид железа Бе2О3.
2. Обработка шихты в механореак-торе сопровождается механически активируемыми структурными и фазовыми превращениями, которые приводят к формированию гомогенных по химическому составу термодинамически неравновесных композиционных порошков осколочной формы со средним размером частиц 40.100 мкм, обладающих высокой текучестью; основа их представляет собой мартенсит а-Бе (С, А1) с микроразмерными включениями исходных компонентов - алюминия и оксида железа Бе203 и наноразмерных механически синтезированных, в ряде случаев, рентгеноаморфных упрочняющих фаз -
оксидов, карбидов и алюминидов.
3. Механически легированные порошки имеют комплексное упрочнение, включающее твердорастворное, дисперсионное и дисперсное, что определяет их высокую твердость, находящуюся в пределах НУ600.650 и сохраняющуюся при нагреве до температур, превышающих 0,7Тпл.
4. Отжиг механически легированных порошков активирует превращения, приближая их фазовый состав к равновесному, но не достигая его. Длительное термическое воздействие при температурах до 1100 0С не изменяет тип структуры и характер упрочнения механически легированных порошков. Плазменные покрытия в значительной мере наследуют фазовый состав и структуру механически легированных композиционных порошков.
5. В исследованном интервале изменения факторов, определяющих состав композиции: А1 - 10.30 %, С17Н35СООН - 0,1.0,3 %, Бе2О3 - 0.8 %, наибольшую износостойкость имеют покрытия из механически легированных порошков, полученных из шихты с мак-
симальным содержанием легирующих компонентов; дальнейшее увеличение их концентрации создает технологические проблемы как на стадии получения порошка, так и при нанесении покрытий.
6. Покрытия из разработанных порошков систем Бе - 30 % А1 - 0,3 % С17Н35СООН и Бе - 30 % А1 - 8 % Бе2Оз - 0,3 % С17Н35СООН имеют при-
мерно одинаковую твердость, значение которой на НУ60...110 превышает твердость покрытия из ПН85Ю15; износостойкость покрытий из механически легированного порошка, полученного из шихты второй системы, в 1,1. 1,2 раза выше, чем первой, и в 1,3.1,4 раза превосходит по этому показателю покрытия из ПН85Ю15.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Кипарисов, С. С. Порошковая металлургия / С. С. Кипарисов, Г. А. Либензон. - М. : Металлургия, 1980. - 495 с.
2. Порошковая металлургия. Материалы, технология, свойства, области применения : справочник / И. М. Федорченко [и др.]. - Киев : Наукова думка, 1985. - 624 с.
3. Портной, К. И. Дисперсно-упрочненные материалы / К. И. Портной, Б. Н. Бабич. - М. : Металлургия, 1974. - 200 с.
4. 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. Ловшенко. - Могилев : Белорус.-Рос. ун-т, 2008. - 679 с. : ил.
5. Intermetallic Compounds - Principles and Practice / J. H. Westbrook [etc.] // Hardcover. - 2001. -Vol. 3, №12. - 1086 p.
6. Jabloñska, M. Structures and phases transitions of the alloys on the bases of Fe-Al intermetallic phases / M. Jabloñska, A. Jasik, A. Hanc // Archives of Materials Science and Engineering. - 2008. - Vol. 29, Issue 1. - P. 16-19.
7. Structural, mechanical and magnetic properties of nanostructured FeAlalloys during disordering and thermal recovery / X. Amils [etc.] // NanoStructured Materials. - 1999. - Vol. 11, № 6. - P. 689-695.
8. Hardening and softening of FeAl during milling and annealing / X. Amils [etc.] // Intermetallics. -2000. - № 8. - P. 805-813.
9. Mecanoactivated SHS of FeAl-Based Nanocomposite Powders / T. L. Talako [etc.] // International Journal of Self-Propagating High-Temperature Synthesis. - 2009. - Vol. 18, № 2. - P. 125-132.
10. Totemeier, T. C. Residual Stresses in High-Velocity Oxy-Fuel Metallic Coatings / T. C. Totemeier, R. N. Wright, W. D. Swank // Metallurgical and materials transactions A. - 2004. - Vol. 35 A. - P. 1807-1814.
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. - 351 с.
12. ASM Handbook / Hugh Baker [etc.] // ASM International. - 1992. - Vol. 3. - Р. 501.
13. Síntesis y caracterización de aleaciones Fe-Co, Fe-Al obtenidasporaleaciónmecánica / G. González [etc.] // RevistaLatinoamericana de Metalurgia y Materiales. - 1999. - Vol. 19. - P. 17-24.
14. Structural transformation of Al-Fe alloys analysed by neutron diffraction and Mossbauer spectroscopy / S. Enzo [etc.] // Journal of Materials Science. - 2004. - Vol. 39, № 20. - P. 6333-6339.
15. Microstructural and kinetic aspects of the transformations induced in a feal alloy by ball-milling and thermal treatments / S. Gialanella [etc.] // Actamateriala. - 1998. - Vol. 46, № 9. - P. 3305-3316.
16. Point defect structure and Fe hyperfine parameters of Fe-Al powders doped with Ni, Cu and Cr additions / A. Hanc [etc.] // Chemistry of Metals and Alloys 1. - 2008. - Vol. 1. - P. 128-132.
17. Mossbauer and structure studies on metallic powders from Fe-Al-X (X = Ni, Cu, Cr) / A. Hanc [etc] // Archives of Materials Science and Engineering. - 2008. - Vol. 31, Issue 1. - P. 21-24.
18. Electron microscopy and x-ray diffraction characterization of FeAl - BN nanocomposites produced by mechanical alloying / G. Rosas [etc.] // ActaMicroscopica. - 2010. - Vol. 19, № 3. - P. 285-290.
19. Characterization of High-Temperature Abrasive Wear of Cold-Sprayed FeAl Intermetallic Compound Coating / Li Chang-Jiu [etc.] // Journal of Thermal Spray Technology. - 2011. - Vol. 20 (1-2). - P. 227-233.
20. Каталымов, А. В. Дозирование сыпучих и вязких материалов / А. В. Каталымов, В. А. Любар-тович. - Л. : Химия, 1990. - 240 с. : ил.
21. Кудинов, В. В. Нанесение плазмой тугоплавких покрытий / В. В. Кудинов, В. М. Иванов. -М. : Машиностроение, 1981. - 192 с. : ил.
22. Газотермические покрытия из порошковых материалов / Ю. С. Борисов [и др.]. - Киев : Наву-кова думка, 1987. - 544 с.
LIST OF LITERATURE
1. Kiparisov, S. S. Powder metallurgy / S. S. Kiparisov, G. А. Libenzon. - М. : Metallurgiya, 1980. -
495 p.
2. Powder metallurgy. Materials, technology, properties, application: handbook / I. М. Fedorchenko [etc.]. -Kiev : Navukova dumka, 1985. - 624 p.
3. Portnoi, K. I. Dispersion strengthened materials / K. I. Portnoi, B. N. Babich. - М. : Metallurgy, 1974. - 200 p.
4. Lovshenko, G. F. Nano-structured mechanically alloyed metal-based materials: monograph / G. F. Lovshenko, F. G. Lovshenko, B. B. Khina ; ed. by DSc, prof. F. G. Lovshenko. - Mogilev : Belarus.-Rus. Un-ty, 2008. - 679 p. : il.
5. Intermetallic Compounds - Principles and Practice / J. H. Westbrook [etc.] // Hardcover. - 2001. -Vol. 3, №12. - 1086 p.
6. Jabloñska, M. Structures and phases transitions of the alloys on the bases of Fe-Al intermetallic phases / M. Jabloñska, A. Jasik, A. Hanc // Archives of Materials Science and Engineering. - 2008. - Vol. 29, Issue 1. - P. 16-19.
7. Structural, mechanical and magnetic properties of nanostructured FeAl alloys during disordering and thermal recovery / X. Amils [etc.] // NanoStructured Materials. - 1999. - Vol. 11, № 6. - P. 689-695.
8. Hardening and softening of FeAl during milling and annealing / X. Amils [etc.] // Intermetallics. -2000. - № 8. - P. 805-813.
9. Mecanoactivated SHS of FeAl-Based Nanocomposite Powders / T. L. Talako [etc.] // International Journal of Self-Propagating High-Temperature Synthesis. - 2009. - Vol. 18, № 2. - P.125-132.
10. Totemeier, T. C. Residual Stresses in High-Velocity Oxy-Fuel Metallic Coatings / T. C. Totemeier, R. N. Wright, W. D. Swank // Metallurgical and materials transactions A. - 2004. - Vol. 35 A. - P. 1807-1814.
11. Vityaz, P. А. Mechanically alloyed Al-Co-based alloys / P. А. Vityaz, F. G. Lovshenko, G. F. Lovshenko // Belarusian science. - 1998. - 351 p.
12. ASM Handbook / Hugh Baker [etc.] // ASM International . - 1992. - Vol. 3. - 501 p.
13. Síntesis y caracterización de aleaciones Fe-Co, Fe-Al obtenidasporaleaciónmecánica / G. González [etc.] // RevistaLatinoamericana de Metalurgia y Materiales. - 1999. - Vol. 19. - P. 17-24.
14. Structural transformation of Al-Fe alloys analyzed by neutron diffraction and Mossbauer spectroscopy / S. Enzo [etc.] // Journal of Materials Science. - 2004. - Vol. 39, № 20. - P. 6333-6339.
15. Microstructural and kinetic aspects of the transformations induced in a feal alloy by ball-milling and thermal treatments / S. Gialanella [etc.] // Actamateriala. - 1998. -Vol. 46, № 9. - P. 3305-3316.
16. Point defect structure and Fe hyperfine parameters of Fe-Al powders doped with Ni, Cu and Cr additions / A. Hanc [etc.] // Chemistry of Metals and Alloys 1. - 2008. - Vol. 1. - P. 128-132.
17. Mossbauer and structure studies on metallic powders from Fe-Al-X (X = Ni, Cu, Cr) / A. Hanc [etc.] // Archives of Materials Science and Engineering. - 2008. -Vol. 31, Issue 1. - P. 21-24.
18. Electron microscopy and x-ray diffraction characterization of FeAl-BN nanocomposites produced by mechanical alloying / G. Rosas [etc.] // ActaMicroscopica. - 2010. - Vol. 19, № 3. - P. 285-290.
19. Characterization of High-Temperature Abrasive Wear of Cold-Sprayed FeAl Intermetallic Compound Coating / Li Chang-Jiu [etc.] // Journal of Thermal Spray Technology. - 2011. - Vol. 20 (1-2). - P. 227-233.
20. Katalymov, А. V. Metering of loose and tough materials / А. V. Katalymov, V. А. Lubartovich. - L. : Khimiya, 1990. - 240 p. : il.
21. Kudinov, V. V. Application of high-melting coatings by plasma / V. V. Kudinov, V. М. Ivanov. -М. : Mashinostroenie, 1981. - 192 p. : il.
22. Gas-thermal coatings from powder materials / Y. S. Borisov [etc.]. - Kiev : Scientific thought, 1987. -
544 p.
Статья сдана в редакцию 29 ноября 2011 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.
Алексей Сергеевич Федосенко, ассистент, Белорусско-Российский университет. Тел.: +375-295-46-96-34.
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.
Alexei Sergeyevich Fedosenko, assistant lecturer, Belarusian-Russian University. Tel.: +375-295-46-96-34.
