Закономерности формирования структуры и фазового состава двухкомпонентных механически легированных композиций на основе железа Текст научной статьи по специальности «Технологии материалов»

л ггтт^ г:

лл 1г£

ДЕНИЕ

УДК 669.017

Поступила 20.01.2015

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И ФАЗОВОГО СОСТАВА ДВУХКОМПОНЕНТНЫХ МЕХАНИЧЕСКИ ЛЕГИРОВАННЫХ КОМПОЗИЦИЙ НА ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗА

TRENDS OF FORMATION OF STRUCTURE AND PHASE STRUCTURE OF THE TWO-COMPONENT MECHANICALLY ALLOYED COMPOSITIONS ON THE BASIS OF IRON

Ф. Г. ЛОВШЕНКО, ГУ ВПО «Белорусско-Российский университет», г. Могилев, Беларусь,

Г. Ф. ЛОВШЕНКО, Белорусский национальный технический университет, г. Минск, Беларусь

F. LOVSHENKO, Belarussian-russian University, Mogilev, Belarus,

G. LOVSHENKO, Belarusian National Technical University, Minsk, Belarus

Представлены результаты исследования, направленного на установление закономерностей формирования структуры и фазового состава материалов, получаемых обработкой в механореакторе двухкомпонентных композиций, перспективных для производства механически легированных сталей.

The results of the research are presented on establishment of the patterns of formation of structure and phase composition of materials, received by processing of the two-component compositions in the mechanoreactor. The process is perspective for production of mechanically alloyed steel.

Ключевые слова. Реакционное механическое легирование, композиции на основе железа, закономерности, превращения,

Одним из условий улучшения основных эксплуатационных параметров машин и механизмов, повышения их надежности и долговечности и снижения материалоемкости является применение новых конструкционных материалов с требуемым комплексом физико-механических свойств. В ряде случаев проблема решается путем использования композитов, обладающих высокими значениями прочности, жаропрочности, жесткости, электропроводности, низкой плотностью и рядом других, часто не совместимых, исходя из классического металловедения, свойств. В качестве конструкционных на металлической основе наиболее перспективными композиционными материалами являются дисперсно-упрочненные.

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 оС. Предполагается, что дисперсно-упрочненные композиционные материалы на основе железа могут успешно заменить никелевые материалы для изготовления тяжелонагруженных деталей, работающих в интервале от 700 оС (предельная температура эксплуатации жаропрочных аустенитных сталей) до 900 оС. Дисперсно-упрочненные композиционные материалы на основе железа обладают также 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

фазовый состав, структура.

Keywords. Reactive mechanical alloying, compositions on basis of ferrum, trends, transformations, phase composition, structure.

Введение

Ш п ГТТТгГЕ 1Г ГСШМ п ГРПГГТ

I 1 (78), 2015-----------------------------------------------------------------------

упрочнение позволяет существенно повысить прочность и жаропрочность фехралей и, как следствие, увеличить их температуру эксплуатации.

Перспективной является технология получения дисперсно-упрочненных материалов, основанная на реакционном механическом легировании, предполагающем взаимодействие между компонентами и образование упрочняющих фаз на стадии обработки порошковой смеси в механореакторе и при последующем отжиге полученной гранулированной композиции. Сформировавшийся при этом суб-/микрокри-сталлический тип структуры основы, упрочненной наноразмерными включениями механически синтезированных фаз, в большой мере наследуется компактным материалом, получаемым, как правило, горячим прессованием. Технология универсальна и позволяет производить жаропрочные материалы на основе металлов, включая и железо, различного функционального назначения [2].

Цель данной работы - установление закономерностей формирования структуры и фазового состава материалов, получаемых обработкой в механореакторе двухкомпонентных композиций, перспективных для производства механически легированных сталей.

Исходные материалы, приборы, оборудование и методика исследования

Классическими элементами, входящими в состав конструкционных железных сплавов, являются углерод, хром, никель, алюминий. Для установления механизма и природы механически активируемых фазовых превращений наиболее пригодны двойные системы. В связи с этим исследование выполнено на композициях, полученных обработкой в механореакторе шихты, вторым компонентом которой являлся порошок одного из приведенных выше элементов. Выбор этих систем обусловлен тем, что они являются базовыми для создания большой группы многокомпонентных механически легированных наноструктурных композиционных дисперсно-упрочненных железных сплавов различного функционального назначения, включая и порошки для газотермических покрытий.

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 порошок хрома марки «Ч». Содержание легирующих порошков в двухкомпонентной шихте составляло: ПМ-100-0,2%, ПНК-ОНТ2 - 10, ПА-4 - 3, хрома - 13%. Необходимо отметить, что исследованные композиции к двухкомпонентным относятся условно, так как все исходные порошки содержали в значительном количестве примеси. Основные из них - углерод и кислород. Так, концентрация последних в порошке железа составляла 0,15 и 0,25% соответственно.

Реакционное механическое легирование осуществлялось в энергонапряженной вибромельнице (механореакторе) по оптимальному режиму. Основные исследования структурных и фазовых превращений проведены на материалах, полученных обработкой шихты в течение 16 ч. Условия механического легирования, оборудование, приборы и методики исследования приведены в работе [3].

Результаты исследования и их обсуждение

Исходный состав двухкомпонентной шихты на основе железного порошка не оказывает существенного влияния на последовательность стадий формирования гранулированных композиций и изменение их морфологии при механическом легировании. При оптимальном режиме реализации технологии закономерности процесса общие для всех систем и не зависят от природы основного компонента, но продолжительность отдельных этапов заметно отличается. В процессе обработки порошковых смесей в механореакторе происходит разрушение частиц и сварка осколков, вызывающие формирование гранулированной композиции [2-4]. Первый процесс определяется скоростью накопления дефектов кристаллического строения, возникающих при пластической деформации частиц.

Параллельно с разрушением частиц имеют место процессы адгезии, агломерации и грануляции. При ударном воздействии размалывающих тел в агломерированной композиции происходит сварка, сопровождающаяся взаимодиффузией и химическим взаимодействием между компонентами. В результате многократно повторяющихся разрушений и сварки формируется гранулированная композиция, в которой исходные компоненты или продукты их взаимодействия связаны и равномерно распределены между собой. Соотношение между скоростями измельчения и грануляции зависит от суммарного воздействия ряда взаимосвязанных процессов, выделить количественный вклад каждого из которых практически невозможно.

На начальном этапе обработки, продолжительность которого составляет 1-3 ч, исходная осколочная форма порошков изменяется на пластинчатую (рис. 1). Дальнейшая обработка приводит к измельчению

ЛГГТТ^ г ГЛГТПТГ/Г^ГГГГГГ /ЦК

----------------------1 (78), 2015 I HU

Рис. 1. Форма, размер и структура частиц композиции «железо - хром», подвергнутой обработке в механореакторе в течение

2 ч (а) и 8 ч (б, в, г)

Рис. 2. Микроструктура механически легированной композиции « железо - хром»: а - светлое поле; б - темное поле в рефлексах a-Fe[111] + Cr[111]; в - электронограмма

пластинок и образованию ультратонких частиц осколочного типа размером менее 10 мкм с последующей их агломерацией и сваркой, что формирует гранулированную композицию с формой частиц осколочного типа, часто близкой к равноосной (рис. 1). 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. Таким образом, основным механизмом роста гранул является «наваривание» на них мелких осколков, как правило, чешуйчатой формы. Средний размер гранулированных частиц исследованных композиций, полученных механическим легированием в течение 8-10 ч, находится в пределах 30-60 мкм. Наряду с этим получает некоторое развитие собирательная грануляция. Последняя приводит к формированию относительно крупных композиционных частиц, образующих путем сварки нескольких гранул, каждая из которых сохраняет свою текстуру.

Гранулы характеризуются высокой плотностью с отдельными порами и трещинами (рис. 1). Исходные компоненты и продукты их взаимодействия в пределах каждой гранулы распределены равномерно и композиция в целом металлографически гомогенна и имеет ультрадисперсное строение.

Анализ данных СЭМ и ПЭМ (рис. 1 в, г, рис. 2) позволил сделать вывод, что в механически легированных композициях размер зерен основы и включений не превышает 0,1 мкм [2]. На ультрадисперсное строение материала указывает кольцевой характер элекронограмм, содержащих дискретные микрорефлексы. Число рефлексов, укладывающихся в одно кольцо, достигает 50. В этом случае можно утверждать, что размер зерен и/или субзерен основы не превышает 40 нм [5]. Данный размер отвечает нанокристаллическому типу структуры.

Теоретические расчеты, представленные в [2], позволяют сделать вывод, что во время периодической пластической деформации гранулированной композиции, имеющей место при механическом легировании, мгновенный коэффициент диффузии может повышаться на несколько порядков, приближаясь к значению в состоянии предплавления. Ускорение диффузионного массопереноса обусловлено совместным действием и конкуренцией ряда таких физических факторов, как генерация неравновесных вакансий во время деформации и их медленная релаксация в объеме фаз в периодах между ударами, возрастание собственных (диагональных) коэффициентов диффузии из-за наличия неравновесных вакансий, перекрестное влияние потоков решеточных атомов и вакансий за счет недиагональных коэффициентов диффузии, взаимодействие диффузионных потоков атомов и вакансий с границей фаз. Ускоренная диффузия и высокая концентрация дефектов создают необходимые условия для формирования наряду со стабильными и метастабильных фаз, например, пересыщенных твердых растворов, промежуточных соединений.

Ш/ п ГТТТгГЕ 1Г ГСШМ п ГРПГГТ

I 1 (78), 2015----------------------------------------------------------------------------

Расчеты, выполненные по разработанным моделям локальной пластической деформации и адиабатического разогрева железных частиц при соударениях «шар-частица-шар» и «шар-частица-стенка», имеющих место при механическом легировании, показали зависимость протекания этих процессов от вида ударного воздействия [6]. Установлено, что при лобовом ударе адиабатический разогрев мал (не более 5 K для систем на основе Fe), при этом наблюдаются высокие значения степени и скорости пластической деформации в частицах, которые приводят к ускорению твердофазной диффузии. При скользящем ударе возможен кратковременный (~10-4 с) локальный (на глубину «0,5 мкм) разогрев обрабатываемых частиц до температур, приближающихся к точке эвтектического плавления.

Исходя из приведенных оценок, возможна реализация двух механизмов: инициирование и протекание механически активируемых превращений. Первый, обусловленный неравновесной деформационноускоренной диффузией при лобовом ударе, является изотермическим, второй, имеющий место при скользящем ударе по композиционной частице, состоящей из способных к экзотермической реакции компонентов, - тепловым. Наличие последнего подтверждается экспериментальными данными [7], согласно которым температура в области контакта трущихся тел может достигать 1300 К. Время существования очага разогрева и релаксации температуры примерно одинаково и находится в пределах 10-4-10-3 с.

Превращения в системе «Fe-C». В системе «Fe-C» после механического легирования установлено наличие двух фаз железа с решеткой ОЦК и тетрагональной (табл. 1, рис. 3). Последняя фаза представляет собой пересыщенный твердый раствор углерода в a-железе (мартенсит). С увеличением продолжительности обработки в механореакторе количество второй фазы и концентрация углерода в ней возрастают. После механического легирования в течение 16 ч максимальная концентрация углерода в мартенсите достигала 0,99% (C009Fe191). Количество мартенситной фазы составляет 14,2%. Наличие мартенсита косвенно подтверждает аномально высокая твердость гранулированной композиции, достигающая 900 HV и снижающаяся до 200 HV после отжига при 400 °С.

Таблица 1. Результаты рентгеноструктурного анализа механически легированной композиции «99,8% Fe + 0,2% С»

2-Theta D-Spacing Intensity Width Phases

33,405 2,6802 1 0,268 Fe4C0,63

34,684 2,5842 2 0,300 Fe4C0,63

37,761 2,3804 4 0,363 Fe3C

39,428 2,2835 3 0,272 Fe4C0,63

39,669 2,2702 6 0,600 Fe3C

40,446 2,2284 7 0,325 Fe4C0,63

43,876 2,0618 85 0,500 C0.09 Fe1.91, Fe4C0,63

44,684 2,0263 478 0,443 a-Fe, C0.09 Fe1.91

45,514 1,9913 66 0,500 Fe4C0,63

45,877 1,9764 28 0,500 Fe4C0,63

50,446 1,8076 2 0,297 Fe4C0,63

51,945 1,7589 3 0,360 Fe4C0,63

58,383 1,5793 3 0,328 Fe4C0,63

65,052 1,4326 23 0,460 a-Fe, C0.09 Fe1.91

66,138 1,4117 5 0,600 Fe3C

69,501 1,3514 3 0,283 Fe4C0,63

70,432 1,3358 3 0,314 Fe4C0,63

71,918 1,3118 1 0,306 Fe4C0,63

76,898 1,2388 2 0,353 Fe4C0,63

80,235 1,1954 2 0,325 C0.09 Fe1.91

81,029 1,1857 10 0,600 Fe3C

82,406 1,1693 59 0,496 a-Fe, C0.09 Fe1.91, Fe4C0,63, Fe3C

87,413 1,1148 3 0,388 Fe4C0,63

88,855 1,1004 2 0,343 Fe4C0,63

96,425 1,0331 1 0,246 C0.09 Fe1.91

99,306 1,0107 5 0,456 a-Fe, C0.09 Fe1.91

115,454 0,9110 2 0,306 C0.09 Fe1.91

136,556 0,8292 4 0,326 a-Fe

137,755 0,8258 2 0,306 a-Fe

ЛГГТГ^ гг ГЛГТПТГ/ГТГГГГГГ /117

----------------------1 (78), 2015 I МШИ

Таким образом, при механическом легировании в композициях на основе железа, содержащих углерод, имеют место превращения, подобные термомеханической обработке стали. Это подтверждает приведенные выше теоретические расчеты по адиабатическому разогреву микрообъемов обрабатываемой композиции, испытывающей многократное ударное воздействие рабочих тел. Как показано ранее, в результате ударного воздействия при скользящем ударе температура в микрообъемах гранулированной композиции превышает 1000 °С, что находится выше температуры a-оу-превращения. Многократное ударное воздействие, вызывающее пластическую деформацию, разогрев микрообъемов с их последующим охлаждением, создают условия для протекания фазовых превращений Fea + C ^ Fey(C) ^ Fea(C), результатом которых является наноразмерная мартенситная фаза, вызывающая эффект дисперсного упрочнения.

Одним из фактов, подтверждающим решающую роль теплового фактора в протекании механически активируемых превращений, является образование при механическом легировании железа углеродом карбида Fe4C0 63, имеющего орторомбическую решетку и являющегося одним из «промежуточных» соединений в цепочке превращений, конечным продуктом которых служит цементит (Fe3C). С большой вероятностью можно утверждать, что образование Fe4C 63 вызвано механически активируемым распадом мартенсита, подобным первому превращению при отпуске.

Кроме перечисленных фаз в механически легированной композиции, рентгеноструктурный анализ показывает наличие цементита в количестве 2%. Следует отметить, что эта фаза в таком же количестве присутствует в исходном порошке.

После обработки в механореакторе в течение 16 ч параметр решетки основной фазы механически легированной композиции a-Fe равен 0,2864 нм и примерно соответствует эталону (0,2866 нм). Функция физического уширения (ФФУ) вт равна 1,6698 рад, относительная среднеквадратическая микродеформация (ОСМД) V< E2 > - 1 ,36-10 3, плотность дислокаций в объеме кристалла р - 5,9098-1011 см 2, распределение ОСМД в зависимости от расстояния в кристаллической решетке описывается степенной моделью, что указывает на образование дислокационных стенок, являющихся границами субзерен.

Превращения в системе «Fe-Cr». Согласно двойной диаграмме «железо- хром» [8], хром неограниченно растворим в a-Fe и образует с последним промежуточное соединение (с-фаза).

Предельная растворимость хрома в y-Fe достигает 13%. Исследование механически активируемой растворимости Cr в a-Fe рентгеноструктурным методом, применявшимся в работе, затруднено в связи с тем, что они имеют одинаковый тип и близкие значения параметра кристаллической решетки - 0,2866 нм (a-Fe) и 0,2893 (Cr) нм. Параметр кристаллической решетки y-Fe (912-1394 °С), полученный экстраполяцией на комнатную температуру, равен 0,3564 нм [9].

Ш/ г: гсшт ггтгпгг?

I 1 (78), 2015---------------

Таблица 2. Результаты рентгеноструктурного анализа механически легированной композиции «87% Fe + 13% Cr»

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 Fe3 C

39,669 2,2702 6 0,600 100 Fe3 C

43,203 2,0923 10 0,600 100 C0 09 Fe191; Fe3 C; Y-Fe (C)

43,610 2,0737 33 0,600 100 C0.09 Fe1.91; Fe3 C; Y-Fe (C)

44,596 2,0301 237 0,521 100 (Fe, Cr); C0 09 Fe1 91; Fe3 C; a-Fe

44,633 2,0285 289 0,600 100 (Fe, Cr); C0 09 Fe1 91; Fe3 C; a-Fe

44,666 2,0271 291 0,600 100 (Fe, Cr); C0 09 Fe1 91; Fe3 C; a-Fe

44,748 2,0236 68 0,600 100 (Fe, Cr); C0 09 Fe1 91; Fe3 C; a-Fe

45,354 1,9980 57 0,600 100 (Fe, Cr); C0.09 Fe^; Fe3 C

45,993 1,9717 10 0,600 100 Fe3 C

48,949 1,8593 1 0,600 100 Fe3 C

50,787 1,7962 1 0,600 100 Y-Fe (C)

54,350 1,6866 5 0,407 68,0 Fe3 C

55,373 1,6578 1 0,600 100 (Fe, Cr); Fe3 C

59,995 1,5407 1 0,600 100 Fe3 C

61,114 1,5151 1 0,600 100 Fe3 C

61,778 1,5004 2 0,600 100 C0.09 Fe1.91; Fe3 C

64,693 1,4397 7 0,762 58,3 (Fe, Cr); C0 09 Fe1 91; Fe3 C; a-Fe

65,868 1,4168 7 0,600 100 C0 09 Fe1 91; Fe3 C

66,138 1,4117 5 0,600 100 Fe3 C

66,471 1,4054 4 0,600 100 Fe3 C

70,863 1,3287 2 0,600 100 Fe3 C

72,239 1,3067 1 0,352 21,3 Fe3 C

74,785 1,2684 3 0,600 100 Fe3 C; Y-Fe (C)

76,594 1,2429 2 0,600 100 Fe3 C

76,729 1,2411 1 0,298 6,0 Fe3 C

78,965 1,2114 2 0,298 16,0 Fe3 C

79,165 1,2089 2 0,600 100 C0.09 Fe1.91; Fe3 C

79,899 1,1996 4 0,600 100 C0.09 Fe1.91; Fe3 C

81,029 1,1857 10 0,600 100 Fe3 C

82,441 1,1689 22 0,530 96,7 (Fe, Cr); C0 09 Fe1 91; Fe3 C; a-Fe

83,531 1,1564 7 0,600 100 Fe3 C

88,849 1,1004 3 0,600 100 Fe3 C

89,866 1,0906 3 0,600 100 Y-Fe (C)

90,039 1,0890 2 0,321 27,2 Y-Fe (C)

95,623 1,0396 1 0,311 4,3 C0.09 Fe1.91; Y-Fe (C)

96,780 1,0302 1 0,600 100 C0 09 Fe1 91; Y-Fe (C)

98,827 1,0143 5 0,582 63,7 (Fe, Cr); C009 Fe1 91; a-Fe

109,153 0,9453 2 0,600 100 C0.09 Fe1.91;

110,385 0,9381 1 0,308 5,3 C0 09 Fe1 91;

115,948 0,9086 3 0,388 34,6 C0.09 Fe1.91; Fe

117,521 0,9009 2 0,600 100 C0 09 Fe1 91; Y-Fe (C); a-Fe

135,124 0,8334 2 0,600 100 C0 09 Fe1 91

136,672 0,8288 5 0,423 63,5 a-Fe

138,665 0,8233 2 0,340 29,7 a-Fe

После обработки в механореакторе в течение 16 ч шихты, состоящей из порошков железа (ПЖ2М2) и технически чистого хрома, рентгеноструктурным анализом механически легированной композиции, результаты которого приведены в табл. 2, установлено наличие следующих фаз: феррит, промежуточное соединение железа и хрома, имеющее примитивную кубическую решетку РМ3М, аустенит, мартенсит, цементит. Содержание феррита составляет 64%, промежуточного соединения - 22, аустенита - 6, мартенсита - 6, цементита - 2%. Карбид железа (Fe4C063) с орторомбической решеткой, наличие которого установлено в механически легированной композиции «Fe-C», в данном случае не идентифицирован, что обусловлено малым содержанием мартенсита, продуктом распада которого он является. Промежу-

ЛГГТГ^ гг ГЛГТПТГ/ГТГГГГГГ /11Q

-----------------------------------------------------------------------------1 (78), 2015 I llv

точное соединение с примитивной кубической решеткой, вероятно, служит одной из «разновидностей» с-фазы. Следует заметить, что тип кристаллической решетки с-фазы в классических сплавах до настоящего времени не установлен. По данным, приведенным в [10], взятых из разных источников, она может быть кубической, тетрагональной, ромбической и др. Содержание углерода в мартенсите составляло 0,99% (С0 Q9Fe! 91). Источником его являлся порошок железа ПЖ2М2. Несомненно, что все установленные фазы содержат хром. Однако определить количественное распределение последнего между фазами не представляется возможным.

Широкий спектр фаз в механически легированной композиции указывает на активное протекание механохимических превращений, а наличие аустенита и мартенсита подтверждает превалирующую роль теплового механизма их формирования.

После обработки в механореакторе в течение 16 ч параметр решетки основной фазы механически легированной композиции a-Fe равен 0,2864 нм и примерно соответствует эталону (0,2866 нм). ФФУ

Pj/2 равна 2,0513 рад, ОСМД V< E2 > - 0,559-10-3, плотность дислокаций в объеме кристалла р -2,0352-1011 см-2, распределение ОСМД в зависимости от расстояния в кристаллической решетке, как и в системе «железо - углерод», описывается степенной моделью, что указывает на одинаковый механизм структуры основы.

Превращения в системе «Fe-Ni». Согласно равновесной диаграмме «Fe-Ni» [8], никель обладает ограниченной растворимостью в а(5)-железе, достигающей 6%, и неограниченной - в у-железе. Повышение концентрации никеля в твердом растворе приводит к увеличению периода кристаллической решетки основы. Кроме того, в этой системе образуется промежуточное соединение (сверхструктура) FeNi3.

Результаты рентгеноструктурного анализа, представленные в табл. 3, показывают, что обработка железо-никелевой шихты в механореакторе сопровождается протеканием механохимических превращений.

Таблица 3. Результаты рентгеноструктурного анализа механически легированной композиции «90% Fe + 10% Ni»

2-Theta D-Spacing Intensity Width Confidence, % Matches

43,711 2,0692 15 0,500 100 C0 08 Fe1 92

44,643 2,0281 226 0,460 100 a-Fe(Ni); C0.08 Fe^; y-Fe(Ni)

51,479 1,7737 1 0,500 100 FeNi3

52,024 1,7564 3 0,500 100 y-Fe(Ni)

62,964 1,4750 3 0,500 100 C0.08 Fe1.92

64,984 1,4339 10 0,544 85,1 a-Fe(Ni); C0 08 Fe1 92

71,558 1,3175 1 0,237 11,9 FeNi3

75,823 1,2536 3 0,399 54,0 y-Fe(Ni)

82,362 1,1699 27 0,446 99,7 a-Fe(Ni); C0 08 Fe1 92

91,867 1,0720 3 0,500 100 Y-Fe(Ni)

91,976 1,0710 1 0,308 22,6 Y-Fe(Ni)

97,643 1,0234 1 0,281 16,4 C0.08 Fe1.92; Y-Fe(Ni)

97,729 1,0227 3 0,500 100 C0.08 Fe1.92; FeNi3

98,947 1,0134 5 0,437 55,1 a-Fe(Ni); B

110,574 0,9371 1 0,254 15,2 C0.08 Fe1.92

116,544 0,9056 4 0,360 49,6 a-Fe(Ni); C0.08 Fe1.92

Как и в системе «Fe-Cr», механическое легирование железа никелем приводит к механически активируемому растворению легирующей добавки в железе. После обработки шихты в механореакторе основой композиции является фаза a-Fe(Ni), содержание которой составляет 86%. Растворение никеля в железе приводит к увеличению параметра кристаллической решетки от 0,28664 до 0,28681 нм. На высокий разогрев и последующее быстрое охлаждение микрообъемов обрабатываемой композиции указывает наличие мартенсита C008 Fe192. Содержание его составляет 5%. Кроме того, в структуре в количестве 6% присутствует аустенит (y-Fe(Ni)), образование которого обусловлено наличием микрообъемов с высоким содержанием никеля (более 10%). Это указывает на негомогенность механически легированной композиции и существование твердых растворов с разной концентрацией легирующего элемента, что подтверждает ранее установленный механизм формирования этих фаз [2]. Кроме твердых растворов, имеет место образование промежуточного соединения FeNi3, содержание которого составляет 3%.

Ш/ п ГТТгГ= г: гстм п тгггггг

I 1 (78), 2015------------------------------------------------------------------------

Структурообразование при механическом легировании в большой степени лимитируется скоростью протекания диффузионных процессов. В системе «Fe-Ni» наряду с деформационно и термически активируемой диффузией никеля в a-железе ускорение процесса растворения никеля в основе должно происходить в результате многократно повторяющихся термически активируемых превращений Fea(Ni) о Fey(Ni), вызванных пластической деформацией микрообъемов обрабатываемой композиции рабочими телами. Как и в случае непрерывного нагрева и охлаждения при термической обработке литых железоникелевых сплавов [10], превращения Fea(Ni) о Fey(Ni), имеющие место при механическом легировании, протекают по бездиффузионному (мартенситному) механизму, что вызывает дополнительное измельчение структуры основы и повышает ее твердость. Следует отметить, что вероятность реализации этого механизма при механическом легировании значительно выше, чем при традиционной термической обработке. Наноструктурные включения мартенсита и FeNi3 являются одним из факторов, вызывающих дисперсионное упрочнение. Твердость механически легированной композиции достигает НУ 680.

После обработки в механореакторе в течение 16 ч параметр решетки основной фазы механически легированной композиции a-Fe(Ni) равен 0,28681 нм. ФФУ р^2 равна 1,5277 рад, ОСМД V< E2 > -6,319-10-3, плотность дислокаций в объеме кристалла р - 4,2739-1011 см-2, распределение ОСМД в зависимости от расстояния в кристаллической решетке, как и в предыдущих системах, описывается степенной моделью.

Превращения в системе «Fe-Al». В соответствии с равновесной диаграммой «Fe-Al» [8] алюминий относится к элементам, повышающим точку А3 и понижающим точку А4 железа, и характеризуется ограниченной растворимостью как в a-железе («28%), так и в у-железе (<1%). Кроме образования твердых растворов, алюминий с железом образует ряд соединений и сверхструктур (FeAl, FeAl2, Fe2Al5, FeAy. Железо в алюминии не растворяется.

Как и во всех приведенных выше материалах, при обработке в механореакторе композиции «Fe-Al» механически активируемые фазовые превращения протекают в направлении уменьшения свободной энергии, однако термодинамического равновесия системы не достигается. Согласно рентгеноструктурному анализу, в этом случае основным превращением является растворение алюминия в a-железе, на что однозначно указывает увеличение параметра кристаллической решетки железа от 0,28664 до 0,28778 нм (Аа/а = 3,977-10-3). Уширение интерференционных линий, уменьшение интенсивности, их асимметричность указывают на неоднородность твердого раствора по химическому составу. Кроме того, в углах 2©, равных 44,39, 64,54 и 81,58, имеются слабые линии, которые принадлежат промежуточному соединению FeAl. Так, в углах 2©, равных 38,68, 44,47 и 64,82, присутствуют малоинтенсивные пики, принадлежащие алюминию. Так же как и в предыдущих системах, материал характеризуется высокой плотностью дислокаций в объеме кристалла р - 4,0218-1011 см-2. Распределение ОСМД в зависимости от расстояния в кристаллической решетке описывается степенной моделью, что позволяет сделать вывод об образовании дислокационных стенок и формировании блочной структуры.

Механически легированная композиция характеризуется высокой твердостью, достигающей НУ 710 и снижающейся до НУ 590 после длительной выдержки при 750 °С. Отжиг при температуре 1000 °С приводит к уменьшению исходной твердости примерно в 2,4 раза, но при этом она остается достаточно высокой (290 НУ), что однозначно указывает на наличие фаз, обеспечивающих комплексное упрочнение материала, сочетающее как дисперсионное, так и дисперсное. Первое обеспечивают механически и термически синтезированные наноразмерные алюминиды, второе - оксиды алюминия. Наличие как первых, так и вторых однозначно выявляется в механически легированных композициях, подвергнутых отжигу (старению) при температурах выше 500 °С.

Выводы

1. Основные закономерности реализации механически активируемых структурных и фазовых превращений при обработке в механореакторе железных композиций, содержащих в качестве второго компонента порошки углерода, хрома, никеля, алюминия, подобны имеющим место в алюминиевых, медных и никелевых системах, что указывает на их универсальный характер.

2. Продуктом механического легирования являются гранулированные композиции, средний размер частиц которых зависит от состава шихты и находится в пределах 30-60 мкм. Гранулы имеют осколочную форму, характеризуются высокой плотностью, металлографически гомогенны по структуре и фазовому составу, но являются гетерогенными на нано- и субмикрокристаллическом уровне.

ЛГГТТ^ г ГЛГТПТГ/Г^ГГГГГГ /191

----------------------------------------------------------------------------------------1 (78), 2015 I 1^1

3. Основа композиций формируется по механизму динамической рекристаллизации (динамического возврата). Механически активируемое накопление дислокаций и их перестройка приводят к образованию структуры субмикрокристаллического типа с размером зерен менее 100 нм, состоящих из субзерен величиной не более 50 нм, имеющей большую поверхность раздела между компонентами, способствующую образованию центров кристаллизации новых фаз и ускоряющую их рост.

4. При механическом легировании композиций на основе железа получают развитие фазовые превращения, уменьшающие свободную энергию и вызывающие образование твердых растворов и соединений различного типа, при этом системы термодинамического равновесия не достигают.

5. В работе подтверждены ранее теоретически установленные, одновременно реализующиеся механизмы инициирования и протекания механически активируемых превращений. Первым является механизм, обусловленный неравновесной деформационно-ускоренной диффузией, протекающей при лобовом ударе в условиях, близких к изотермическим. Вторым - тепловой механизм, имеющий место при скользящем ударе по композиционной частице, состоящей из реакционно способных компонентов, вызывающем повышение температуры до значений, превышающих 1000 оС.

6. Механизм механически активируемого растворения легирующих элементов включает в себя следующие стадии: образование неоднородного по составу квазираствора; формирование в микрообъемах нескольких, различающихся по концентрации твердых растворов; гомогенизацию.

7. Механически активируемое образование соединений (карбидов, оксидов, интерметаллидов) происходит по двум одновременно протекающим механизмам: путем непосредственного взаимодействия между исходными компонентами и в результате распада пересыщенных твердых растворов.

Литература

1. Композиционные материалы: справочник / Под ред. Д. М. Карпиноса. Киев: Наукова думка, 1985. 592 с.

2. Л о в ш е н к о Г. Ф. Наноструктурные механически легированные материалы на основе металлов / Г. Ф. Ловшенко, Ф. Г Ловшенко Б. Б. Хина; под ред. Ф. Г. Ловшенко. Могилев: Белорус.-Рос. ун-т, 2008. 679 с.

3. Л о в ш е н к о Ф. Г. Композиционные наноструктурные механически легированные порошки для газотермических покрытий / Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко. Могилев: Белорус.-Рос. ун-т, 2012. 216 с.

4. В и т я з ь П. А. Механически легированные сплавы на основе алюминия и меди / П. А. Витязь, Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко. Мн.: Беларуская навука, 1998. 351 с.

5. И в а н о в Ю. Ф. Электронно-микроскопический анализ нанокристаллических материалов / Ю. Ф. Иванов, А. В. Пауль, Н. А. Конева // Физика металлов и металловедение. 1991. № 7. С. 206-208.

6. Л о в ш е н к о Г. Ф. Оценка факторов, активирующих механохимические превращения при механическом легировании в вибромельнице / Г. Ф. Ловшенко, Б. Б. Хина // Трение и износ. 2005. Т. 26, № 4. С. 434-445.

7. Б о у д е н Ф. П. Трение и смазка твердых тел: пер. с англ. / Ф. П. Боуден, Д. Тейбор. М.: Машиностроение, 1960. 151 с.

8. M a s s a l s k i Т. В. Binary Alloy Phase Diagrams / T. B. Massalski [and oth.] ASM, Materials Park, OH, 1990. 1824 р.

9. С м и т л з К. Д ж. Металлы: справ. изд. / К. Дж. Смитлз. М.: Металлургия, 1980. 447 с.

10. Х а н с е н М. Структуры двойных сплавов / М. Хансен, К. Андерко. М.: Металлургиздат, 1962. Т. 1, 2.

References

1. Kompozicionnye materialy: spravochnik [Composite Materials: A Handbook] Pod red. D. M. Karpinosa. Kiev, Naukova dumka, Publ., 1985. 592 p.

2. L o v s h e n k o G. F. Nanostrukturnye mehanicheski legirovannye materialy na osnove metallov [Nanostructured mechanically alloyed materials based on metals]. G. F. Lovshenko, F. G. Lovshenko, B. B. Hina; pod red. F. G. Lovshenko. Mogilev. Belarus.-Ros. un-t Publ., 2008. 679 p.

3. L o v s h e n k o F. G. Kompozicionnye nanostrukturnye mehanicheski legirovannye poroshki dlja gazotermicheskih pokrytij [Composite nanostructure mechanically alloyed powders for thermal coatings] monografija. F. G. Lovshenko, G. F. Lovshenko. Mogilev, Belarus.-Ros. un-t Publ., 2012. 216 p.

4. V i t j a z ’ P. A. Mehanicheski legirovannye splavy na osnove aljuminija i medi [Mechanically alloyed aluminum-base alloys and copper]. P. A. Vitjaz’, F. G. Lovshenko, G. F. Lovshenko. Minsk, Belaruskaya navuka Publ., 1998. 351 p.

5. I v a n o v J u. F. Jelektronnomikroskopicheskij analiz nanokristallicheskih materialov [Electron microscopic analysis of nanocrystalline materials] Ju. F. Ivanov, A. V Paul’, N. A. Koneva. Fizika metallov i metallovedenie. 1991. no. 7. pp. 206-208.

6. L o v s h e n k o G. F. Ocenka faktorov, aktivirujushhih mehanohimicheskie prevrashhenija pri mehanicheskom legirovanii v vibromel’nice [Evaluation of factors activating mechanochemical transformations during mechanical alloying in a vibratory mill] G. F. Lovshenko, B. B. Hina. Trenie i iznos. 2005. Vol. 26, no. 4. pp. 434-445.

7. B o u d e n F. P. Trenie i smazka tverdyh tel [Friction and Lubrication of Solids] per. s angl. / F. P. Bouden, D. Tejbor. Moskow, Mashinostroenie Publ., 1960. 151 p.

8. M a s s a l s k i Т. В. Binary Alloy Phase Diagrams / T. B. Massalski [and oth.]. ASM, Materials Park, OH, 1990. 1824 p.

9. S m i t l z K. D z h. Metally: spravochnoe izdanie [Metals: reference book]. K. Dzh. Smitlz. Moscow, Metallurgiya Publ., 1980. 447 p.

10. H a n s e n M. Struktury dvojnyh splavov [Structure of binary alloys]. M. Hansen, K. Anderko. Moscow, Metallurgizdat Publ., 1962. Vol. 1,2.

122/

л ггтт^ г: гсшг гггрптгг

1 (78), 2015---------------

Сведения об авторах

Ловшенко Григорий Федорович, д-р техн. наук, проф., Белорусский национальный технический университет, Беларусь, г. Минск, пр. Независимости, 65, e-mail: [email protected].

Ловшенко Федор Григорьевич, д-р техн. наук, Белорусско-Российский университет, Беларусь, г. Могилев, пр. Мира, 43.

Information about the authors

Lovshenko Grigori’, Doctor of Technical Sciences, Professor, Belorusian National Technical University, Belarus, Minsk, pr. Nezavisimosti, 65, e-mail: [email protected].

Lovshenko Fedor, Doctor of Technical Sciences, Belarussian-Russian University, 43 Mira Pr., Mogilev City, Belarus.