CC BY
35
УДК 620.193.1 :(546.72+546.76):54-19
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА КОМПОЗИТОВ ФЕРРИТ - ЦЕМЕНТИТ НА ОСНОВЕ МЕХАНОСИНТЕЗИРОВАННЫХ ПОРОШКОВЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Ее-Сг-С
1ВОЛКОВ В. А., 1ЕЛЬКИН И. А., 1ЧУЛКИНА А. А., 2ПАРАНИН С. Н., 1ЕРЕМИНА М. А., 1ЕЛСУКОВ Е. П., 3ТАРАСОВ В. В., 4ТРИФОНОВ И. С.
1 Физико-технический институт Уральского отделения РАН, 426000, г. Ижевск, ул. Кирова, 132 2Институт электрофизики Уральского отделения РАН, 620016, г. Екатеринбург, ул. Амундсена, 106
Институт механики Уральского отделения РАН, 426067, г. Ижевск, ул. Т. Барамзиной, 34 4Ижевский государственный технический университет имени М.Т.Калашникова, 426069, г. Ижевск, ул. Студенческая, 7
АННОТАЦИЯ. На основе механосинтезированных порошковых сплавов (Бе1-х Сгх)75С25, (Бе1-х Сгх)83С17 и (Бе1-х Сгх)95,5С4,5, где х = 0; 0,05 и 0,1 методом магнитного импульсного прессования (МИП) получены компактные наноструктурные композиты на основе цементита и феррита. Плотность компактов после МИП в зависимости от состава сплавов менялась от 81 до 97 % по отношению к теоретической плотности. Проведено исследование последовательности формирования структурно-фазовых состояний композитов на всех этапах их получения (механосинтез, компактирование, спекание). Показано, что для получения компактов можно использовать порошковые сплавы на стадии назавершенного механосплавления. Последующие отжиги приводят к взаимодействию не прореагировавших при механосплавлении фаз с образованием цементита. Изучено влияние времени механосплавления, легирования и отжигов на плотность, микротвердость и износостойкость композитов. Наиболее высокие значения микротвердости для компактов с содержанием углерода 4,5 и 17 ат. % наблюдаются после прессования, а для компактов с содержанием углерода 25 ат. % после дополнительного спекания при 700 оС. Износостойкость компактов существенно повышается после спекания и увеличивается с увеличением температуры спекания от 700 до 800 оС. Наибольшую износостойкость в условиях абразивного изнашивания демонстрируют образцы содержащие 25 ат. % С.
КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: карбидостали, твердые сплавы, механосплавление, наноматериалы, цементит, фазовые превращения, компактирование, спекание, микротвердость, износостойкость.
ВВЕДЕНИЕ
Композитные материалы на основе твердой карбидной фазы (^С, НС, ЫЬС и др.) и пластичной металлической связки (Со, N1, Бе и др.) получили широкое распространение в качестве износостойких материалов. При содержании твердой фазы от 10 до 20 объемных % композиты относят к сталям, от 20 до 70 % - к карбидосталям, при более высокой доле карбидной составляющей - к твердым сплавам. Обычно такие материалы изготавливаются на основе предварительно полученных порошков карбидов. Приготовленные из них карбидные или карбидо-металлические брикеты затем пропитываются жидким металлом или подвергаются твердо-жидкофазному либо твердофазному спеканию [1]. Известно, что свойства композитов, и прежде всего прочность, значительно улучшаются при уменьшении размеров карбидных зерен. Поэтому в настоящее время широкое распространение получили твердые сплавы с микронным зерном и дальнейшие перспективы улучшения свойств этих материалов связывают с нанозеренным состоянием [2, 3].
Одним из наиболее эффективных способов получения порошковых нанозеренных сплавов является механическое сплавление (МС) в высокоэнергетических шаровых мельницах [4, стр. 184]. Существует два основных подхода при механосинтезе карбидов и карбидсодержащих композитов: 1) МС композитных порошков из смеси порошков металла и готового карбида [5, 6]. Большая часть этих работ была посвящена изучению процессов механосинтеза твердых сплавов Со^С. Однако использование готового карбида в качестве
исходного компонента смеси приводит к сильному загрязнению сплава продуктами износа мелющих тел вследствие высокой абразивности карбидных частиц. 2) МС карбидов или композитов из смеси порошков металлов и графита [7, 8]. В последнем случае в продуктах механосплавления часто наблюдаются промежуточные неравновесные фазы. Эти фазы при последующих отжигах переходят в равновесные.
Необходимо отметить, что требования, предъявляемые техникой к материалам, чрезвычайно разнообразны и не всегда от иносостойких материалов требуются рекордные значения твердости. Часто на первый план выступают другие свойства, например, коррозионные, электрические, магнитные, антифрикционные, упругие. Поэтому существует потребность в разработке износостойких композитов на основе широкого спектра карбидных и металлических составляющих. В частности, представляет интерес исследование структуры и свойств материалов, полученных на основе механосинтезированных наноструктурных порошковых сплавов на основе системы Бе-С. В качестве твердой фазы в этой системе выступает цементит или другие карбиды, а в качестве связки - феррит.
При изучении МС сплавов Бе-С было показано [9, 10], что для смесей с содержанием углерода до 30 ат.% С механосинтез начинается с формирования аморфной фазы. При продолжении механосплавления аморфная фаза полностью или частично превращается в цементит или другие карбиды железа. Отжиг механосинтезированных сплавов приводит к полной кристаллизации аморфной фазы с образованием, преимущественно, цементита [10]. Таким образом, в сплаве состава Бе75С25 можно получить полностью цементитное состояние. Поскольку цементит является метастабильной фазой, такого результата трудно добиться какими-либо другими способами. Метастабильность цементита приводит к тому, что при последующих отжигах порошков выше 600 оС он частично или полностью распадается [11, 12]. Однако цементит можно стабилизировать путем легирования Сг или Мп [12 - 14].
Для получения изделий порошковые сплавы необходимо компактировать. Хорошие результаты при компактировани механосинтезированных порошков получаются в случае использовании метода искрового плазменного спекания при температурах 600 - 900 оС. Этот метод позволяет получать компактные образцы с плотностью, составляющей 96 - 99 % от теоретической. При низкой температуре спекания в значительной мере удается сохранять дисперсную структуру исходных порошков. Так в работе [14] исследовали физические и механические свойства поликристаллического цементита, легированного Сг и Мп с субмикронными размерами зерен. Твердость цементита составила порядка 10 ГПа. Обнаружены сверхпластические свойства такого цементита - относительная деформация при 700 оС равнялась 600 %. В работе [15] из МС порошков состава Бе-6,67 мас. % и Бе-0,4 мас. % С получили компакты с твердостью 13 и 0,25 ГПа, соответственно. Было показано, что использование меньшего времени помола приводит к получению более мелкозернистой структуры цементита по сравнению с компактами, полученными из порошка после длительного помола. В [16] тем же методом компактировали МС порошок состава Бе-0,8 мас. % С при 600 оС. Нанокристаллическая модельная сталь имела механические характеристики (предел прочности 3500 МПа, предел пластичности 1900 МПА при деформации 40 %), существенно превышающие аналогичные показатели обычной стали того же состава. Хорошие результаты получаются и при использовании обычных методов компактирования МС порошков. Так в [17] горячим изостатическим прессованием МС-порошков Бе-(4-10) мас. % С и горячим прессованием МС-порошков Бе-(0,4-2) мас. % С получена ультрамелкозернистая структура всех сплавов с высокими механическими свойствами.
В настоящей работе исследовались структура и свойства композитов цементит -феррит в сплавах систем Бе-С и Бе-Сг-С на различных стадиях получения: после механосплавления, магнитно-импульсного прессования, а также дополнительного спекания.
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Механосплавление проводили в шаровой планетарной мельнице "Fritsch P-7" в атмосфере аргона в течение различного времени (4, 8, 16 часов). Сосуды мельницы объемом 45 см и размольные шары (20 шт диаметром 10 мм) были изготовлены из стали ШХ15. В сосуды загружали 10 г смеси порошков карбонильного железа марки ОСЧ 13-2 чистотой 99,98 мас. %, графита чистотой 99,99 мас. % и хрома чистотой 99,9 мас. %. Порошки железа предварительно отжигались в вакууме при температуре 500 °C в течение 1 часа для удаления адсорбированных поверхностью газов. Составы сплавов выражались формулами (Fe1-xCrx)95,5C4,5, (Fe1-xCrx)83C17, (Fe1-xCrx)75C25, где x = 0; 0,05; 0,1.
Компактирование порошков проводили методом магнитно-импульсного прессования [18] в вакууме (остаточное давление 5 - 10 Па). Перед прессованием образцы выдерживались при температуре 500 оС в течение 1 часа для дегазации. После прессования компакты отжигали при 400 оС, 1 час для снятия напряжений. Амплитуда импульса давления составляла ~ 1,5 ГПа, длительность - 300 мкс. Часть компактированных образцов подвергалось дополнительному спеканию в вакууме 10-2 Па при 700 и 800 оС в течение 1 часа.
Плотность компактированных образцов определялась методом гидростатического взвешивания.
Испытание на износостойкость спеченных образцов проводили по схеме «палец -плоскость» с вращением образца вокруг своей оси на установке, собранной на основе трехкоординатного фрезерного станка с ЧПУ "KX3A" (Profi, Германия) [19]. Для этого образец закреплялся в шпинделе станка, а абразивная шкурка крепилась на его столе, который перемещался по прямолинейной траектории. Длина пути образца при скорости перемещения 750 мм/мин равнялась 285 мм. Давление на поверхность образца составляло 40 кПа. Скорость вращения образца - 750 мин-1. Износ определялся по потере массы образца в процессе испытаний. Для испытаний использовались абразивные шкурки на тканевой основе KK19XW по ГОСТ 13344-79 из электрокорунда зернистостью М40 и 5-Н. Потеря массы каждого образца определялась по результатам трех испытаний.
Рентгеноструктурные исследования проводили на дифрактометре Miniflex-600 в Со-Ка-излучении. Качественный и количественный рентгенофазовый анализ, а также определение параметров кристаллической решетки проводили с использованием пакета программ [20].
Шлифы для металлографического анализа травили в 3%-ном растворе азотной кислоты в спирте. Микрофотографии получали на микроскопе Neophot-2 с цифровой регистрацией. Микротвердость измеряли на приборе ПМТ-3 при нагрузке 100 г.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Порошки составов (Fe1-xCrx)95,5C4,5, (Fe1-xCrx)83C17, (Fe1-xCrx)75C25, где x = 0; 0,05; 0,1 получали механосплавлением в течение 4, 8 и 16 часов. В табл. 1 представлены данные их рентгенофазового анализа. Порошки всех сплавов содержащих 4,5 ат.% С (аналог высокоуглеродистых сталей) независимо от времени МС и содержания Cr полностью состоят из феррита. Анализ уширений линий рентгеновских дифрактограмм показал, что феррит в этих сплавах имеет зерна с размерами от 10 до 25 нм. Размер зерна уменьшается с увеличением времени механосплавления и увеличением содержания хрома. Среднеквадратичные микроискажения достигают порядка 1 %. После механосплавления углерод в сплавах находится частично в твердом растворе с концентрацией около 0,4 ат.%, однако большая его часть сосредоточена в межзеренных сегрегациях наноструктуры [21, 22].
В порошках, содержащих 17 ат. % углерода, после механосплавления основными фазами являются феррит (Ф), карбиды (Fe,Cr)3C (Ц) и (Fe,Cr)5C2 (х) а также аморфная фаза (А). В зависимости от времени МС в этих порошковых сплавах сохраняется порядка
25 - 40 об. % Ф, содержание которого постепенно уменьшается с увеличением времени МС. Из таблицы видно, что 4 часа МС соответствуют стадии формирования А, количество которой достигает 50 - 60 об. %, и началу образования Ц и х-карбида. Замещение в образцах железа хромом ускорят образование карбидов, что связано с большей энергией взаимодействия атомов углерода с Сг по сравнению с Бе. МС в течение 8 и 16 часов приводит к постепенному увеличению доли карбидов до 35-45 об. % и уменьшению доли Ф и А до уровня порядка 30 об. %. Размеры зерен Ц составляют 7 - 11 нм, микроискажения решетки 8 = 0,4 - 0,7 %.
В порошках, содержащих 25 ат.% С, после 4 часов МС сохраняется порядка 20 - 30 об. % Ф, образуется почти 70 об. % А и начинает формироваться Ц. По мере увеличения времени МС количество карбидов увеличивается, количество Ф и А уменьшается. После 16 часов МС содержание Ф составляет меньше 5 %, при этом сохраняется 25 - 40 % А. Объемная доля карбидных фаз составляет 60 - 70 %. Скорость образования карбидов в этих сплавах уменьшается при легировании Сг. Одной из причин замедления скорости образования карбидов может быть то, что Сг стабилизирует А, замедляя тем самым образование Ц из этой фазы.
Таблица 1
Фазовый состав МС-порошков Ее-С и Ее-Сг-С после различных времен механосплавления
С, х С г* г МС 4 ч МС 8 ч МС 16 ч
ат. % Ф (±2), об.% Ц/Х (±2), об. % А (±2), об. % Ф (±2), об. % Ц/Х (±2), об. % А (±2), об. % Ф (±2), об. % Ц/Х (±2), об. % А (±2), об. %
4,5 0 0,05 0,1 100 100 100
0 39 61 31 5 64 31 39 30
17 0,05 35 5 60 27 30/3 40 27 43/2 28
0,1 32 13/5 50 24 33/3 40 28 33/2 37
0 20 14 66 11 25/9 55 5 71 24
25 0,05 26 8 66 17 25/13 45 4 48/13 35
0,1 28 4 68 21 19/11 49 4 48/9 39
Из анализа фазового состава сплавов видно, что в результате МС были получены порошки, существенно различающиеся между собой по соотношению твердой (Ц и х) и пластичной (Ф) составляющих и характеризующиеся наличием большого количества промежуточной (А) фазы, способной к дальнейшим превращениям при нагревах.
Методом магнитно-импульсного прессования (МИП) на основе механосплавленных порошков были получены компакты. МИП порошков проводилось с использованием предварительной выдержки при температуре 500 оС и отжига после компактирования при 400 оС. Поэтому в полученных компактах произошли существенные изменения фазового состава по сравнению с исходными порошками. Как видно из табл. 2 полностью закристаллизовалась А с образованием Ц, произошло превращение (Бе,Сг)5С2 ^ (Бе,Сг)3С, часть феррита, сохранившегося после МС, вступила во взаимодействие с активным углеродом сплавов и также образовала Ц [13].
При анализе фазового состава сплавов необходимо исходить из количества Ц, которое может образоваться в каждом сплаве в соответствии с содержанием в нем углерода. Наибольшее возможное объемное содержание Ц в сплавах равно: сплавы с 4,5 ат. % С -15 об. %, сплавы с 17 ат. % С - 63,5 об %, сплавы с 25 ат.% С - 100 %. Как следует из данных по фазовому составу, в компактах, содержащих 4,5 ат. % С, приготовленных из порошков после 8 и 16 часов МС, количество образовавшегося Ц близко к максимальным значениям. Замещение 5 ат. % Бе хромом приводит к увеличению количества образовавшегося Ц, однако введение 10 ат. % Сг приводит к обратному эффекту.
Последнее связано с тем, что Сг оказывает тормозящее влияние на диффузионные процессы в Ф [23]. По данным анализа уширения рентгеновских линий размер зерен Ф в нелегированном компакте, содержащем 4,5 ат. % С вырос до 80 нм, а Ц - до 50 нм. В легированных хромом компактах размер зерен Ф составил 50 - 60 нм, а Ц - 30 - 32 нм. Уровень микроискажений снизился практически до нуля.
Таблица 2
Фазовый состав компактов Fe-C и Fe-Cr-C после МИП
С, ат.% Сг, х МС 4 ч МС 8 ч МС 16 ч
Ф (±2), об. % Ц (±2), об. % Ф (±2), об. % Ц (±2), об. % Ф (±2), об. % Ц (±2), об. %
4,5 0 - - 86 14 - -
0,05 - - 83 17 83 17
0,1 - - 88 12 88 12
17 0 52 48 41 59 35 65
0,05 53 47 35 65 36 64
0,1 49 51 36 64 35 65
25 0 - - 37 63 - -
0,05 20 80 14 86 4 96
0,1 21 79 14 86 3 97
В легированных хромом компактах с содержанием углерода 17 ат. %, полученных прессованием порошков после 8 и 16 часов МС, образовалось максимально возможное количество Ц. В нелегированном компакте из порошка после 8 часов МС и в компактах из порошков после 4 часов МС количество Ц существенно увеличилось по сравнению с исходными МС порошками. Размеры зерен составили: Ф - 45 - 50 нм, Ц - 25 - 40 нм.
В компактах, содержащих 25 ат. % С количество Ц последовательно увеличивается с увеличением времени МС порошков. Содержание Ц, близкое к максимально возможному, формируется только в образцах на основе порошков, подвергнутых 16 час. МС. Остаточное количество Ф (3 - 4 об. %) можно отнести к избыточному железу, внесенному в сплавы за счет износа мелющих тел. Размеры зерен Ц составили в этих сплавах от 35 до 60 нм. Размеры зерен в компактах уменьшаются с увеличением содержания Сг.
В табл. 3 приведены значения относительной плотности компактов р, которая определялась в сравнении с теоретическими значениями плотности. Там же приведены значения микротвердости.
Таблица 3
Плотность р и микротвердость Нц компактов Fe-C и Fe-Cr-C после МИП
С, ат.% Сг, х МС 4 ч МС 8 ч МС 16 ч
р (±1), % Н (±0,3), ГПа р (±1), % Н (±0,3), ГПа р (±1), % Н (±0,3), ГПа
4,5 0 97 3,8
0,05 91 5,9 92 5,6
0,1 91 5,0 91 5,3
17 0 89 7.6 91 5,2 88 7.9
0,05 88 5,6 86 7,1 88 7,2
0,1 86 5,7 86 6,8 83 6.2
25 0 87 10,1
0,05 82 3,9 82 5,4 82 5,6
0,1 81 4,9 81 4,5 81 8,3
Из сравнения данных табл. 1, 2 и 3 можно сказать, что твердость и плотность прессовок зависит от содержания в сплавах остаточной металлической фазы. Чем больше содержание Ф, тем меньше твердость прессовок. Высокая пластичность феррита способствует осадке компактов при прессовании и, наоборот, высокая жесткость цементита препятствует формированию плотных прессовок. Поэтому наибольшая плотность достигается в сплавах с 4,5 ат.% С и наименьшая - в сплавах с 25 ат.% С. Ожидалось, что плотность компактов будет зависеть также от времени МС порошковых сплавов перед прессованием. Меньшие времена МС способствуют сохранению большей объемной доли феррита и поэтому такие порошки должны быть более пластичными. Однако, плотность компактов с одинаковым содержанием С мало зависит от времени МС. В сплавах, легированных Сг, плотность меньше по сравнению с двойными сплавами, что связано с более активным образованием Ц и упрочнением ферритной составляющей сплавов за счет легирования Сг.
На рис. 1 представлены микрофотографии травленых шлифов компактов Бе-С с различным содержанием С, полученных прессованием порошков после 8 часов МС. На микрофотографиях видны размеры и форма частиц исходных порошков. Порошки состоят из мелкой и крупной фракций. Крупная фракция частиц образуется в результате сваривания между собой более мелких частиц и одновременного их обкатывания в результате перемещения шаров и порошка. Видно, что крупные частицы порошка в сплавах с 5 и 17 ат. % С имеют округлую форму, в то время как в сплаве с 25 ат. % С эти частицы камневидные. Это говорит о том, что в первых двух сплавах сохраняется пластичность частиц, в то время как в третьем - частицы хрупкие. Из фотографий микростуктуры также видно, что крупные частицы сплавов с 5 и 17 ат. % С неоднородны. Неоднородность возникает в результате того, что крупные частицы состоят из большого количества мелких частиц, различающихся по своему составу и структуре. Из [13] следует, что практически полная однородность в сплавах, легированных Сг достигается только после 16 часов МС.
Рис. 1. Микроструктуры компактов: а) - сплав Ее - 4,5 ат. % С, МС 8 ч; б) - сплав Ее - 17 ат. % С, МС 8 ч; в) - сплав Ее - 25 ат. % С, МС 8 ч
Микротвердость компактов (табл. 3) определяется как фазовым составом сплавов, так и степенью сваривания частиц порошка между собой. Во всех сплавах, содержащих 5 ат.% С, высокая степень деформации частиц порошка при прессовании приводит к хорошему свариванию частиц. Поэтому компакты этих сплавов независимо от содержания Сг и времени МС отличаются хорошим качеством шлифов (рис. 2, а). Микротвердость компактов Бе-С с 4,5 ат. % С составляет 3,8 ГПа, а компактов легированных Сг - 5-6 ГПА. Это высокие значения твердости для сплавов с содержанием углерода как в высокоуглеродистой стали. Высокая твердость объясняется малыми размерами зерен фазовых составляющих.
В сплавах с 17 ат. % С присутствует значительно большая объемная доля Ц и это приводит к повышению микротвердости компактов до 7 - 8 ГПа. Однако значения микротвердости изменяются от образца к образцу в значительных пределах незакономерным образом, что говорит о большом различии в качестве сваривания частиц порошка в разных образцах. Действительно, из рис. 2, в и 2, д видно, что в компактированных образцах, содержащих 17 и 25 ат. % С при шлифовании происходит выкрашивание частиц порошка,
связанное с их плохим сцеплением. По этой же причине микротвердость компактов с 25 ат. % С колеблется в еще больших пределах по сравнению с компактами с 17 ат. % С -от 3,9 до 10,1 ГПа. Хорошему свариванию препятствует наличие на поверхности частиц МС порошка окислов и адсорбированных газов. После малых времен МС на поверхности частиц присутствуют также дисперсные частицы углерода. Основную часть времени в промежутке между помолом и прессованием порошки хранились в атмосфере аргона. Однако все же некоторое время они контактировали с воздухом. Поэтому произошло неконтролируемое загрязнение поверхности частиц порошков адсорбированными газами.
■ л ■■ .
■ г. ... . ;
-Д -: и ФШЩ ;< с >
яр
'Ш
Ш'Щё1-
• лч/ щ ¡Щ
•■ . » ^ _
д) е)
Рис. 2. Микрофотографии шлифованной и полированной поверхности компактов:
а), б) - ( Feo,95Cro,o5)95,5C4,5, МС 8 ч; в), г) - ^0,9^0,1)83^7, МС 16 ч; д), е) - ^0,^^4)75^5, МС 16 ч - до (а, в, д) и после спекания при 700 оС (б, г, е)
С целью более полной консолидации компактов было проведено их спекание в вакууме при 700 оС в течение 1 часа. В результате выдержки при температуре спекания произошло дальнейшее изменение структурно-фазового состояния сплавов (табл. 4). При этой
температуре Ц в двойных сплавах Бе-С оказался неустойчивым и в значительной степени распался с образованием Ф и графита. Распаду цементита способствовало наличие в структуре компактов большого количества дефектов в виде пор и границ раздела частиц порошка, которые послужили местами зарождения графита. Поскольку вместе с распадом цементита такие компакты утратили и твердость двойные сплавы Бе-С в дальнейшем не рассматривались. В сплавах, легированных хромом Ц проявил устойчивость и его количество даже несколько повысилось относительно состояния после компактирования. В компакте с 4,5 % С и содержанием хрома х = 0,1 вместо Ц образовался карбид (Ее,Сг)7С3. Увеличение содержания Сг от х = 0,05 до х = 0,1 привело к более активному образованию Ц в компактах с 17 и 25 ат. % С.
Таблица 4
Содержание цементита в компактах Ее-С и Ее-Сг-С после спекания в различных условиях 700 оС, 1 ч или 700 оС, 1 ч + 800 оС, 1 ч
С, ат.% х С г* г МС 4 ч; 700 оС МС 8 ч; 700 оС МС 16 ч; 700 оС МС 4 ч; 700 оС + 800 оС МС 8 ч; 700 оС + 800 оС
Ц (±2), об. % Ц (±2), об. % Ц (±2), об. % Ц (±2), об. % Ц (±2), об. %
4,5 0 0
0,05 16 17 17
0,1 13* 14* 13*
17 0 45
0,05 55 65 63 61 64
0,1 63 65 65 64 65
25 0 13
0,05 81 83 94 95 94
0,1 86 90 97 98 97
* (Бе,Сг)7С3
После спекания произошло некоторое огрубление зеренной структуры. Размеры зерен Ф во всех сплавах порядка 100 нм. Размеры зерен Ц в сплавах с 17 % С на уровне 47 - 57 нм и немного уменьшаются с увеличением содержания Сг. В сплавах с 25 % С размер зерен Ц на уровне 64 - 74 нм.
В табл. 5 приведены значения плотности образцов после спекания. Видно, что после спекания произошло снижение плотности компактов. Для большинства образцов это снижение составило 5 - 8 %, однако в некоторых случаях оно достигло 13 - 14 %. В процессе спекания было отмечено, что при приближении температуры образцов к температуре спекания происходило значительное ухудшение вакуума в результате выделения из образцов газов. Газы образовывались за счет взаимодействия кислорода, адсорбированного поверхностью частиц порошка, и углерода сплавов с образованием СО. При этом происходило восстановление окислов и частичное обезуглераживание сплавов. Из фотографий микростуктур на рис. 2 (фото справа) видно, что компакты после спекания, с одной стороны, перестали выкрашиваться, а с другой - в них появилась мелкая газовая пористость. Образование газовых пор привело к снижению плотности компактов.
В табл. 5 приведены также значения микротвердости компактов после спекания при 700 оС. Для сплавов с содержанием С 4,5 и 17 ат. % твердость снизилась по сравнению с исходно компактированным состоянием. Наиболее заметное снижение микротвердости произошло у компактов с 4,5 ат. % С. По сравнению с исходно компактированным состоянием она уменьшилась примерно на 2 ГПа и составила 3,1 - 3,7 ГПа. Микротвердость компактов с 17 ат. % С уменьшилась, в среднем, примерно на 1 ГПа и достигла 5,6 - 6,6 ГПа. Микротвердость компактов с 25 ат. % С, наоборот, существенно повысилась по сравнению с исходно компактированными образцами. Микротвердости этих компактов в зависимости от содержания в них цементита меняются от значений порядка 6 - 7 ГПа для компактов,
полученных из порошков после 4 часов МС, до 10,1 ГПа для компактов, полученных из порошков после 16 часов МС. Из этих результатов видно, что огрубление структуры компактов, вызванное отжигом при температуре спекания 700 оС, в наибольшей степени снижает твердость образцов с высокой объемной долей феррита. В таких образцах уменьшение количества включений цементитных частиц в ферритной матрице, вызванное их ростом, приводит к уменьшению сопротивления композитов пластическому деформированию. Наоборот, в образцах, номинально содержащих 25 ат. % С, матрицу составляет цементит, а феррит присутствует в виде изолированных включений и поэтому твердость сплавов в большей степени определяется твердостью цементитной матрицы.
Таблица 5
Плотность р и микротвердость Нц компактов Ее-С и Ее-Сг-С после спекания 700 оС, 1 ч или 700 оС, 1 ч + 800 оС, 1 ч
МС 4 ч; МС 8 ч; МС 16 ч; МС 4 ч; МС 8 ч;
С, Сг, 700 оС 700 оС 700 оС 700 оС + 800 оС 700 оС + 800 оС
ат.% х Р (±1), Н (±0,2), Р (±1), Н (±0,2), Р (±1), Н (±0,2), Р (±1), Н (±0,2), Р (±1), Н (±0,2),
% ГПа % ГПа % ГПа % ГПа % ГПа
4,5 0,05 84 3,6 86 3,3 90 3,0
0,1 85 3,1 85 3,7 91 2,8
17 0,05 74 3,7 80 6,6 79 5,6 88 4,8 86 4,6
0,1 75 4,4 73 5,3 70 6,6 87 5,3 86 5,2
25 0,05 76 7,0 76 8,3 77 10,1 84 8,3 84 8,8
0,1 76 5,6 77 8,6 76 10,1 82 8,4 83 9,4
Компакты из порошков после 4 и 8 часов МС, спеченные при 700 оС, были дополнительно подвергнуты спеканию при 800 оС в вакууме в течение 1 часа. Из табл. 4 видно, что дополнительное спекание не изменило содержание цементита по сравнению с предшествующим спеканием в тех компактах, в которых содержание Ц было максимальным и привело к максимальному содержанию в тех образцах, где наблюдалось меньшее количество Ц. Увеличение содержания цементита произошло за счет взаимодействия при спекании сохранившихся после МС в течение 4 часов дисперсных частиц исходных фаз -феррита, хрома и графита.
В табл. 5 приведены значения плотности и микротвердости компактов после дополнительного спекания при 800 оС. Видно, что дополнительное спекание привело к восстановлению плотности приблизительно до уровней исходных компактов. Микротвердость всех образцов снизилась примерно на 1 МПа за счет дальнейшего огрубления структуры.
В табл. 6 приведены результаты испытаний на износостойкость компактов, прошедших спекание при 700 оС, а также дополнительное спекание при 800 оС. Необходимо отметить, что испытание на износостойкость по использованной методике носит сравнительный характер. В качестве образца сравнения использовали образец стали У10 после закалки в масле и отпуска при 500 оС, 2 часа. Образец сравнения имел твердость 2,5 ГПа и показал на
5 5 2
шкурках М40 и 5-Н износ 3,5-10 и 7,8-10 г/мм соответственно. Испытания по методике [24] после спекания при 700 оС проводились на компактах полученных из порошков после 16 часов МС. Для всех образцов величина износа выше в случае использования при испытании шкурки с более крупным абразивом 5-Н по сравнению со случаем использования шкурки М40. Наименьший износ был получен для образцов, содержащих 25 ат. % С, что соответствует высоким значениям твердости, полученной для этих образцов. Наиболее высокие значения износа получены для образцов, содержащих 17 ат. % С. Высокие значения износа последних образцов можно связать с тем, что они характеризуются неоднородной структурой вследствие того, что объемные доли твердой (Ц) и мягкой (Ф) фаз сравнимы. Это обстоятельство способствует выкрашиванию твердых частиц Ц.
Таблица 6
Абразивный износ (г/мм2 ± 0,2) -105 компактов, спеченных при Тсп = 700 оС, 1 ч или 700 оС, 1 ч + 800 оС, 1 ч
С, ат.% х С г* г Тсп = 700 оС Тсп = 700 оС + 800 оС
МС 16 ч МС 8 ч МС 4 ч
абразив М40 абразив 5-Н абразив М40 абразив 5-Н абразив М40 абразив 5-Н
4,5 0,05 5,7 8,8 4,0 6,8 - -
0,1 5,5 11,3 5,3 9,1 - -
17 0,05 8,8 9,5 4,4 8,0 4,3 8,1
0,1 7,7 13,9 4,0 6,4 2,9 4,4
25 0,05 4,2 6,3 3,73 6,2 2,5 5,1
0,1 4,9 7,9 5,04 8,9 4,2 7,1
Можно также отметить, что износ образцов с содержанием хрома х = 0,1, в целом, выше по сравнению с образцами с содержанием хрома х = 0,05. Возможно, это связано с худшей свариваемостью частиц порошка в высокохромистых компактах вследствие образования более устойчивых окисных пленок на их поверхности, а также большей неоднородностью структуры. Дополнительное спекание проводилось на компактах, полученных из порошков после 4 и 8 часов МС. Дополнительно спеченные образцы демонстрируют заметно более низкий износ по сравнению с образцами после спекания при 700 °С. Это связано с большей степенью консолидации образцов спеченных при более высокой температуре. Интересно, что образцы с разным содержанием углерода имеют примерно одинаковый уровень износа. Однако лучшие образцы с содержанием углерода 17 и 25 ат % характеризуются износом значительно более низким по сравнению с образцами содержащими 4,5 ат. % С. Наиболее низкий износ получен для образца с содержанием С 25 ат. % и содержанием хрома х = 0,05 (2,5 г/мм). Очевидно, увеличение длительности спекания при 800 оС или повышение температуры спекания может привести к дальнейшему повышению износостойкости сплавов. Компакты, полученные из порошков после 4 часов МС, имеют более высокий износ по сравнению с компактами из порошков после 8 часов МС. Это связано с тем, что неоднородность порошков после 4 часов МС значительно выше по сравнению с порошками после 8 и 16 часов МС. Поэтому, несмотря на то, что спекание при 800оС компактов из порошков после 4 часов МС приводит к образованию объемной доли цементитной фазы близкой к максимальной, более предпочтительным является использование порошков с большими временами МС.
ВЫВОДЫ
1. Магнитно-импульсное прессование позволяет получать из порошковых МС сплавов системы Бе-Сг-С компакты с плотностью от 80 до 97 % от теоретической. Плотность выше в компактах, полученных их из МС сплавов с большим содержанием феррита, и уменьшается при легировании хромом и увеличении содержания фаз с высоким содержанием углерода.
2. Легирование МС сплавов хромом в количестве 5 - 10 ат. % позволяет получить цементит стабильный при отжигах.
3. Для получения компактов с максимально возможным для данного сплава содержанием цементита можно использовать порошковые сплавы на стадии незавершенного механосплавления. Последующий отжиг при 800 оС приводит к взаимодействию фаз, не прореагировавших при МС, с образованием цементита. Увеличение содержания хрома способствует более быстрому образованию цементита при МС и отжигах.
4. Отжиги компактов при 700 оС приводят к образованию дополнительной газовой пористости за счет взаимодействия адсорбированного поверхностью порошков кислорода и углерода сплавов. Отжиги при 800 оС способствуют консолидации компактов.
5. Твердость компактов, содержащих 4,5 и 17 ат. % С максимальна после МИП, компактов содержащих 25 ат. % С - после спекания при 700 оС.
6. Износостойкость компактов, полученных методом МИП, существенно повышается после спекания. Износостойкость компактов после спекания при 800 оС значительно выше износостойкости компактов после спекания при 700 оС. Наиболее высокая износостойкость наблюдается в компактах с содержанием углерода 25 ат. %.
Работа выполнена в рамках гранта РФФИ-а № 14-03-00044 и НИР рег. № АААА-А16-116021010085-9.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Гуревич Ю. Г., Нарва В. Г., Фраге Н. В. Карбидостали. М. : Металлургия, 1988. 144 с.
2. Nanocrystalline Materials: Their Synthesis-Structure-Property Relationships and Applications / S. C. Tjong (ed.). Amsterdam: Elsevier, 2006. 368 р.
3. Валиев Р. З., Александров И. В. Объемные наноструктурные металлические материалы. М. : Академкнига, 2007. 398 с.
4. Suryanarayana C. Mechanical alloying and milling. Marcel Dekker Inc., New York, 2004. 464 р.
5. Sha Liu, Ze-Lan Huang, Gang Liu, Gui-Bin Yang. Preparing nano-crystalline rare earth doped WC/Co powder by high energy ball milling // International Journal of Refractory Metals & Hard Materials, 2006, vol. 24, no. 6, pp. 461-464.
6. Yan Li, Ning Liu, Xiaobo Zhang, Chunlan Rong. Effect of carbon content on the microstructure and mechanical properties of ultra-fine grade (Ti,W) (C,N)-Co cermets // Journal of Materials Processing Technology, 2008, vol. 206, no. 1-3, pp. 365-373.
7. Bolokang S., Banganayi C., Phasha M. Effect of C and milling parameters on the synthesis of WC powders by mechanical alloying // International Journal of Refractory Metals & Hard Materials, 2010, vol. 28, pp. 211-216.
8. Ma Xueming, Zhao Ling, Ji Gang, Dong Yuanda. Preparation and structure of bulk nanostructured WC-Co alloy by high energy ball-milling // Journal of Materials Science Letters, 1997, vol. 16, pp. 968-970.
9. Yelsukov E. P., Dorofeev G. A. Mechanical alloying in binary Fe-M (M = C, B, Al, Si, Ge, Sn) systems // Journal of Materials Science, 2004, vol. 39, pp. 5071-5079.
10. Елсуков Е. П., Дорофеев Г. А., Фомин В. М., Коныгин Г. Н., Загайнов А. В., Маратканова А. Н. Механически сплавленные порошки Fe(100-x)C(x); х = 5-25 ат. %. I. Структура, фазовый состав и температурная стабильность // Физика металлов и металловедение. 2002. Т. 94, № 4. С. 43-54.
11. Волков В. А., Чулкина А. А., Ульянов А. И., Елсуков Е. П. Влияние кремния на формирование фаз в механоактивированных системах на основе Fe75С25. II Термоиндуцированные превращения в механосинтезированных композитах // Физика металлов и металловедение. 2012, Т. 113, № 4. С. 379386.
12. Чулкина А. А., Ульянов А. И., Ульянов А. Л., Баранова И. А., Загайнов А. В., Елсуков Е. П. Фазовый состав, структурное состояние и магнитные свойства нанокомпозитов состава (Fe,Cr)75C25: механосинтез, изохронные отжиги // Физика металлов и металловедение. 2015. Т. 115, № 1. С. 19-28.
13. Чулкина А. А., Ульянов А. И., Загайнов А. В., Ульянов А. Л., Елсуков Е. П. Формирование легированного хромом цементита в процессе механосинтеза и последующих отжигов // Физика металлов и металловедение. 2015. Т. 116, № 3. С. 309-317.
14. Umemoto M., Liu Z. G., Masuyama K., Tsuchiya K. Influence of alloy addition on production and properties of balk cementite // Scripta Materialia, 2001, vol. 45, no.4, pp. 391-397.
15. Nowosielski R., Pilarczyk W. Microstructure of massive iron-carbon alloys obtained by mechanical alloying and sintering // Materials Science and Engineering, 2007, vol. 28, no. 4, pp. 246-253.
16. Zhang H. W., Gopalan R., Mukai T., Hono K. Fabrication of bulk nanocrystalline Fe-C alloy by spark plasma sintering of mechanically milled powder // Scripta Materialia, 2005, vol. 53, no. 7, pp. 863-868.
17. Rochman N. T., Sueyoshi H. Fe-C System Alloys Prepared by Mechanical Alloying and Powder Metallurgy // Journal of the Japan Society of Powder and Powder Metallurgy, 2003, vol. 50, no. 11, pp. 976-980.
18. Иванов B. B., Паранин C. H, Вихрев А. Н. Способ импульсного прессования твердых порошков материалов и устройство для его осуществления // Патент РФ № 2083328, 1997.
19. Тарасов В. В., Чуркин А. В., Лоханина С. Ю. Устройство для измерения силы трения // Патент РФ № 2345350, 2009.
20. Шелехов Е. В., Свиридова Т. А. Программы для рентгеновского анализа поликристаллов // Металловедение и термическая обработка металлов. 2000. № 8. С. 16-19.
21. Chen Y. Z., Herz A., Li Y. J., Borchers C., Choi P., Raabe D., Kirchheim R. Nanocrystalline Fe-C alloys produced by ball milling of iron and graphite // Acta Materialia, 2013, vol. 61, pp. 3172-3185.
22. Borchers C., Garve C., Tiegel M, Deutges M., Herz A., Edalati K., Pippan R., Horita Z., Kirchheim R. Nanocrystalline steel obtained by mechanical alloying of iron and graphite subsequently compacted by high-pressure torsion // Acta Materialia, 2015, vol. 97, pp. 207-215.
23. Курдюмов Г. В., Утевский Л. М., Энтин Р. И. Превращения в железе и стали. М. : Наука, 1977. 236 с.
24. Тарасов В. В., Трифонов И. С. Развитие метода изнашивания материалов по закрепленному абразиву // Химическая физика и мезоскопия. 2015. Т. 17, № 1. С. 143-149.
THE STRUCTURE AND PROPERTIES OF FERRITE - CEMENTITE COMPOSITES BASED ON THE MECHANICAL SYNTHESIZING POWDER ALLOYS OF Fe-Cr-C SYSTEM
1Volkov V. A., 1Elkin I. A., 1Chulkina A. A., 2Paranin S. N., 1Eremina M. A., 1Elsukov E. P., 3Tarasov V. V., 4 Trifonov I. S.
Physical-Technical Institute, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Izhevsk, Russia 2Institute of Electrophysics, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Ekaterinburg, Russia 3Institute of Mechanics, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Izhevsk, Russia 4Kalashnikov Izhevsk State Technical University, Izhevsk, Russia
SUMMARY. The compact nanostructured composites from mechanical synthesizing powder alloys ((Fe1-X Crx)75C25, (Fe1-X CrX)83C17 and (Fe1-X CrX)95 5C45, where x = 0; 0.05; 0.1) were obtained using magnetic pulse compression (MPC). After that, their structure contained cementite and ferrite. The density of compacts was differed from 81 to 97 % of the theoretical density and was depended from composition of alloys. The sequence of phase and structural transformations was studied on the all steps of processing (mechanosynthesis, consolidation, sintering). It was shown that the powder alloys on the unfinished stage of mechanical alloying may be used to produce of the compacts. Further annealing leads to the interaction of unreacted during mechanosynthesis phases and to the formation of the cementite. The influence of the duration of mechanical alloying, doping and annealing on the density, microhardness and wear resistance of the composites was studied. The highest value of microhardness for compacts with a carbon content of 4.5 and 17 at. % is observed after pressing and for compacts with a carbon content of 25 at. % it's observed after additional sintering at 700 °C. The wear resistance of the compacts increases substantially after sintering and grows up with the increasing of the sintering temperature from 700 to 800 °C. The greatest wear resistance under conditions of abrasive wearing shows samples which contain 25 at. % of carbon.
KEYWORDS: hard alloys, mechanical alloying, nanomaterials, cementite, phase transformations, consolidation, sintering, microhardness, wear resistance.
REFERENCES
1. Gurevich Ju. G., Narva V. G., Frage N. V. Karbidostali [Karbidostali]. Moscow: Metallurgija Publ., 1988, 144 p.
2. Nanocrystalline Materials: Their Synthesis-Structure-Property Relationships and Applications, S. C. Tjong (ed.). Amsterdam: Elsevier, 2006, 368 p.
3. Valiev R. Z., Aleksandrov I. V. Ob#emnye nanostrukturnye metallicheskie materialy [Bulk nanostructured metallic materials]. Moscow: Akademkniga Publ., 2007, 398 p.
4. Suryanarayana C. Mechanical alloying and milling. Marcel Dekker Inc., New York, 2004, 464 p.
5. Sha Liu, Ze-Lan Huang, Gang Liu, Gui-Bin Yang. Preparing nano-crystalline rare earth doped WC/Co powder by high energy ball milling. International Journal of Refractory Metals & Hard Materials, 2006, vol. 24, no. 6, pp. 461-464.
6. Yan Li, Ning Liu, Xiaobo Zhang, Chunlan Rong. Effect of carbon content on the microstructure and mechanical properties of ultra-fine grade (Ti,W) (C,N)-Co cermets. Journal of Materials Processing Technology, 2008, vol. 206, no. 1-3, pp. 365-373.
7. Bolokang S., Banganayi C., Phasha M. Effect of C and milling parameters on the synthesis of WC powders by mechanical alloying. International Journal of Refractory Metals & Hard Materials, 2010, vol. 28, pp. 211-216.
8. Ma Xueming, Zhao Ling, Ji Gang, Dong Yuanda. Preparation and structure of bulk nanostructured WC-Co alloy by high energy ball-milling. Journal of Materials Science Letters, 1997, vol. 16, pp. 968-970.
9. Yelsukov E. P., Dorofeev G. A. Mechanical alloying in binary Fe-M (M = C, B, Al, Si, Ge, Sn) systems. Journal of Materials Science, 2004, vol. 39, pp. 5071-5079.
10. Elsukov E. P., Dorofeev G. A., Fomin V. M., Konygin G. N., Zagajnov A. V., Maratkanova A. N. Mehanicheski splavlennye poroshki Fe(100-x)C(x); h=5-25 at. %. I. Struktura, fazovyj sostav i temperaturnaja stabil'nost' [Mechanically alloyed powders of Fe (100-x) C (x); x = 5-25 at. %. I. Structure, phase composition and temperature stability]. Fizika metallov i metallovedenie, 2002, vol. 94, no. 4, pp. 43-54.
11. Volkov V. A., Chulkina A. A., Ul'janov A. I., Elsukov E. P. Vlijanie kremnija na formirovanie faz v mehanoaktivirovannyh sistemah na osnove Fe75S25. II Termoinducirovannye prevrashhenija v mehanosintezirovannyh kompozitah [Effect of silicon on the formation of phases in mechanically activated by Fe75S25 systems. II thermally induced transformations in mehanosintezirovannyh composites]. Fizika metallov i metallovedenie, 2012, vol. 113, no. 4, pp. 379-386.
12. Chulkina A. A., Ul'janov A. I., Ul'janov A. L., Baranova I. A., Zagajnov A. V., Elsukov E. P. Fazovyj sostav, strukturnoe sostojanie i magnitnye svojstva nanokompozitov sostava (Fe,Cr)75C25: mehanosintez, izohronnye otzhigi [The phase composition, structural state and magnetic properties of nanocomposite composition (Fe, Cr) 75C25: mechanosynthesis, isochronous annealing]. Fizika metallov i metallovedenie, 2015, vol. 115, no. 1, pp. 19-28.
13. Chulkina A. A., Ul'janov A. I., Zagajnov A. V., Ul'janov A. L., Elsukov E. P. Formirovanie legirovannogo hromom cementita v processe mehanosinteza i posledujushhih otzhigov [Formation of chromium alloyed cementite in the process of chemosynthesis and subsequent annealing]. Fizika metallov i metallovedenie, 2015, vol. 116, no. 3, pp. 309-317.
14. Umemoto M., Liu Z. G., Masuyama K., Tsuchiya K. Influence of alloy addition on production and properties of balk cementite. ScriptaMaterialia, 2001, vol. 45, no. 4, pp. 391-397.
15. Nowosielski R., Pilarczyk W. Microstructure of massive iron-carbon alloys obtained by mechanical alloying and sintering. Materials Science and Engineering, 2007, vol. 28, no. 4, pp. 246-253.
16. Zhang H. W., Gopalan R., Mukai T., Hono K. Fabrication of bulk nanocrystalline Fe-C alloy by spark plasma sintering of mechanically milled powder. Scripta Materialia, 2005, vol. 53, no. 7, pp. 863-868.
17. Rochman N. T., Sueyoshi H. Fe-C System Alloys Prepared by Mechanical Alloying and Powder Metallurgy. Journal of the Japan Society of Powder and Powder Metallurgy, 2003, vol. 50, no. 11, pp. 976-980.
18. Ivanov B. B., Paranin C. H, Vihrev A. N. Sposob impul'snogo pressovanija tverdyh poroshkov materialov i ustrojstvo dlja ego osushhestvlenija [A method of pulse compression of solid powders of materials and a device for its implementation]. Patent RU, no. 2083328, 1997.
19. Tarasov V. V., Churkin A. V., Lohanina S. Ju. Ustrojstvo dlja izmerenija sily trenija [Device for measuring the frictional force]. Patent RU, no. 2345350, 2009.
20. Shelehov E. V., Sviridova T. A. Programmy dlja rentgenovskogo analiza polikristallov [Software for X-ray analysis of polycrystalline]. Metallovedenie i termicheskaja obrabotka metallov, 2000, no. 8, pp. 16-19.
21. Chen Y. Z., Herz A., Li Y. J., Borchers C., Choi P., Raabe D., Kirchheim R. Nanocrystalline Fe-C alloys produced by ball milling of iron and graphite. Acta Materialia, 2013, vol. 61, pp. 3172-3185.
22. Borchers C., Garve C., Tiegel M, Deutges M., Herz A., Edalati K., Pippan R., Horita Z., Kirchheim R. Nanocrystalline steel obtained by mechanical alloying of iron and graphite subsequently compacted by high-pressure torsion. Acta Materialia, 2015, vol. 97, pp. 207-215.
23. Kurdjumov G. V., Utevskij L. M., Jentin R. I. Prevrashhenija v zheleze i stali [Transformations in the iron and steel]. Moscow: Nauka Publ., 1977, 236 p.
24. Tarasov V. V., Trifonov I. S. Razvitie metoda iznashivanija materialov po zakreplennomu abrazivu [Development of the wear on the fixed abrasive materials]. Himicheskaja fizika i mezoskopija, 2015, vol. 17, no. 1, pp. 143-149.
Волков Василий Анатольевич, кандидат технических наук, заведующий лабораторией ФТИ УрО РАН, тел. 89635487212, e-mail: volkov@ftiudm.ru
Елькин Иван Александрович, аспирант ФТИ УрО РАН, тел. 89090529736, e-mail: ivan.a.elkin@gmail.com
Чулкина Алевтина Антониновна, кандидат технических наук, старший научный сотрудник ФТИ УрО РАН, тел. 83412728779, e-mail: chulkina@ftiudm.ru
Паранин Сергей Николаевич, кандидат физико-математических наук, старший научный сотрудник ИЭФ УрО РАН, тел. 89043897513, e-mail: paranine@iep.uran.ru
Еремина Марина Анатольевна, кандидат физико-математических наук, научный сотрудник ФТИ УрО РАН, тел. 89124407099, e-mail: mrere@mail.ru
Елсуков Евгений Петрович, доктор физико-математических наук, профессор, заведующий отделом ФХН ФТИ УрО РАН, тел. 89127682864, e-mail: yelsukov@fnms.fti.udm.ru
Тарасов Валерий Васильевич, доктор технических наук, профессор, заведующий лабораторией ИМ УрО РАН, тел. 8(3412) 20-29-25, e-mail: tvv@udman.ru
Трифонов Игнат Сергеевич, аспирант ИжГТУ имени М.Т. Калашникова, e-mail: mike_i_90@mail. com
