Оптимизация состава механически легированных дисперсно-упрочненных нихромов

Тип работы:
Реферат
Предмет:
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ


Узнать стоимость

Детальная информация о работе

Выдержка из работы

УДК 669. 017
Ф. Г. Ловшенко, д-р техн. наук, проф., Г. Ф. Ловшенко, д-р техн. наук, доц. ,
З. М. Ловшенко, канд. техн. наук, доц.
ОПТИМИЗАЦИЯ СОСТАВА МЕХАНИЧЕСКИ ЛЕГИРОВАННЫХ ДИСПЕРСНО-УПРОЧНЕННЫХ НИХРОМОВ
Приведены результаты исследований фазовых и структурных превращений, протекающих на всех технологических стадиях получения механически легированных дисперсно-упрочненных нихромов, данные по влиянию состава исходной шихты на механические свойства и результаты его оптимизации.
Дисперсно-упрочненные никелевые материалы наряду с жаропрочностью обладают относительно высокой жаростойкостью и стойкостью против коррозии. Уникальное сочетание свойств обусловило тот факт, что они в значительной мере определяют развитие таких отраслей, как авиастроение, космическая техника, энергетика. Эти материалы используют для производства камер сгорания, лопаток газовых турбин, стабилизаторов пламени и других деталей, работающих при температуре 1100−1300 °С. Большой интерес они представляют также в качестве конструкционных материалов для производства элементов теплозащитных панелей орбитальных космических кораблей многократного действия, подвергающихся аэродинамическому нагреву при входе в плотные слои атмосферы. Кроме того, материалы перспективны для изготовления трубопроводов и сосудов давления, работающих при высоких температурах в агрессивных средах [1]. Наряду с дисперсно-упрочненным никелем (ВДУ-1, ВДУ-2, ТБ-никель, ББ-никель) разработаны никелевые сплавы, наиболее известным из которых является дисперсно-упрочненный нихром (ТБ-нихром), содержащий 20% хрома. Легирование последним приводит к существенному повышению жаростойкости и коррозионной стойкости, а также прочности при температурах, достигающих 800 °C. При температурах выше 900 °C материалы с основой нихрома по прочности уступают никелевым [1]. Положительное влияние на прочность оказывает также легирование молибде-
ном, содержание которого может достигать 15%. Однако введение этого элемента оказывает негативное влияние на жаростойкость. Максимальным уровнем прочностных свойств обладают материалы, в которых упрочнение дисперсными окисными частицами сочетается с упрочнением сложными интерметал-лидными фазами, выделяющимися из пересыщенного твердого раствора при старении. К ним относится сплав Ш-853 состава: N1 + 20% Сг +1% А1 + + 2,5% Т1 + 0,07% 2 г + 0,007% В + + 1,3% У203. Естественно, что усложнение состава матрицы и наличие значительного количества интерметаллид-ных выделений делают этот сплав труд-нодеформируемым. Повышение механических свойств сплавов с никель-хромовой матрицей может быть достигнуто и введением одного лишь алюминия в количестве, превышающем предельную растворимость, что также приводит к выделению у'--фазы при старении. Технологичность сплава такова, что из него могут быть изготовлены листы [2].
Технология изготовления вышеприведенных материалов основана на использовании дисперсно-упрочненных композиций, полученных гидрометаллургическими (химическими) методами. Упрочняющей фазой в этом случае являются оксиды тория, гафния или иттрия (ТЮ2, НГО2, У203) в количестве, как правило, не превышающем 3%. Переработка дисперсно-упрочненной композиции в полуфабрикаты осуществля-
ется методами порошковой металлургии, включающей этапы брикетирования, спекания, горячего прессования (экструзия или прокатка). Для повышения механических свойств полуфабрикаты в дальнейшем подвергаются волочению, ротационной ковке, прокатке и др. Наиболее сложной и дорогостоящей операцией является получение порошковой дисперсно-упрочненной композиции. Основными недостатками химических технологий являются большая трудоемкость процесса, низкая чистота порошковой композиции, экологическая небезопасность, неуниверсаль-ность.
Работы, проводимые в последнее время, доказали, что для производства дисперсно-упрочненных никелевых гранулированных (порошковых) композиций эффективен метод реакционного механического легирования, при котором нано-размерная упрочняющая фаза образуется прежде всего в результате механически активируемого взаимодействия между компонентами шихты — металлом, имеющим высокое сродство к кислороду, и кислородосодержащим соединением с низкой термодинамической стабильностью. В качестве первого перспективен алюминий, а второго — оксиды молибдена или никеля [3−4]. Технология получения полуфабрикатов из механически легированной композиции аналогична вышеприведенной. Имеющее место высокотемпературное воздействие активирует взаимодействие между компонентами термодинамически неравновесной механически легированной композиции и приближает фазовый состав к равновесному. Основной упрочняющей фазой в этом случае являются включения А1203, дополнительными фазами — интерметаллиды. Максимальная прочность как при комнатной температуре, так и при температурах, достигающих 1000 °C, имеет материал, полученный из шихты, содержащей 1,4−1,6% алюминия. Концентрация кислорода в исходной шихте должна в 1,2−1,3 раза превышать стехиометрически необходимое для связывания алюминия в оксид. Содер-
жание последнего в экструдированных полуфабрикатах составляет 2,2−2,6%. По значению предела прочности в температурном интервале 20−1000 °С механически легированный дисперсно-упрочненный никель в 1,3−1,5 раза превосходит аналоги (ВДУ-1, ВДУ-2, ТБ-никель, ББ-никель), но в 2−3 раза уступает им по величине относительного удлинения, которое находится в пределах 5−7% [3−4]. В то же время процесс получения механически легированных дисперсно-упрочненных нихромов не изучен и оптимальный состав их не установлен.
В связи с этим цель данной работы заключалась в изучении физико-химических процессов, протекающих на всех технологических стадиях получения механически легированных дисперсно-упрочненных нихромов, и оптимизации состава исходной шихты.
Методика исследования, материалы, приборы и оборудование
В качестве исходных компонентов для получения сплавов служили стандартные порошки никеля ПНК-ОТ2 (ГОСТ 9722−79), алюминия ПА4 (ГОСТ 6058−73), железа ПЖ2Н2 (ГОСТ 9849−74), технически чистые порошки хрома и оксида молибдена (МоОэ).
Применявшиеся в данной работе технологический процесс получения, оборудование, приборы и методика исследования свойств дисперсно-упрочненных механически легированных нихромов подобны использованным при изготовлении дисперсно-упрочненного никеля [4]. Отличием является более высокая энергонапряженность процесса обработки шихты в механореакторе, достигаемая увеличением ускорения рабочих тел до 140 м-с& quot-2. При этом продолжительность механического легирования составляла 12 ч.
Результаты исследования и их обсуждение
Свойства материалов определяются типом структур, формирующихся на всех стадиях технологического процесса в результате протекания механически и термически активируемых фазовых и структурных превращений в композициях. Первым этапом работы являлось исследование фазовых превращений, выполненное на базовых композициях, включающих двойные (№-Сг, №-А1) и многокомпонентные (№-Сг-А1, N1-Сг-МоОз,
№-А1-Мо0з, №-Сг-А1-Мо03) системы. В связи с тем, что в исходном никелевом порошке в виде примесей содержалось «0,2% кислорода, деление композиций на двух- и многокомпонентные является в определенной мере условным. Равновесный фазовый состав, рассчитанный с использованием метода термодинамического моделирования [3], фазовый состав механически легированной гранулированной композиции и фазовый состав компактных материалов (полуфабрикатов) приведены в табл. 1.
Согласно равновесной диаграмме «№-Сг» никель и хром обладают ограниченной растворимостью друг в друге. Максимальная растворимость хрома в никеле достигает 46%, а никеля в хроме — 35%. При температурах ниже 590 оС в системе существует промежуточное со-
единение (сверхструктура) Сг№ 3. После обработки в механореакторе шихты, состоящей из порошков никеля ПНК-ОТ2 (80%) и технически чистого хрома (20%), рентгеноструктурным анализом установлено наличие двух фаз, представляющих собой твердые растворы на основе никеля и хрома. Растворение хрома в никеле приводит к уменьшению параметра решетки ГЦК с 0,35 238 до 0,35 149 нм, а никеля в хроме — к увеличению параметра решетки ОЦК с
0,28 834 до 0,28 925 нм- Да/а в первом случае составляет 2,247−10& quot-, во втором — 3,155−10& quot-. Содержание в механически л егированной композиции первой фазы равно 93%, второй — 7%. Основная фаза характеризуется следующими показателями: функция физического уширения в½ равна 1,1184 рад, относительная среднеквадратическая микродеформация (ОСМД) — 3,370−10−3, плотность дислокаций в объеме кристалла — 6,7935−1011 см-2. Распределение ОСМД в зависимости от расстояния в кристаллической решетке описывается степенной моделью, что указывает на блочное строение зерен. Высокая плотность дислокаций и микрокристаллический тип структуры, характеризующийся большой протяженностью зерен и субзерен, определяют высокую твердость гранулированной композиции, достигающей 500 НУ.
Табл. 1. Фазовый состав исследованных материалов
Легирующий элемент (% масс.) Фазовый состав
равновесный механически легированной композиции материала (полуфабриката)
Сг (20) Ni (Cr), СГ2О3 Ni (Cr), Cr (Ni), Cr Ni (Cг), Сг203, Сг
А1 (3) Ni (Al), Al2O3 Ni (Al), Ni3Al, NiuAlo, 9, Al Ni (A1), Ni3A1, А1203, А1
Сг (20) — А1 (3) Ni (Cr, Al), Al2O3 Ni (Cr, Al), Cr (Ni), Ni3Al, Ni1& gt-1Al0>-9, Cr, Al №(Сг, А1), Ni3Cг, Ni3A1, Сг, А1
Сг (20) — Мо03 (7,4) Ni (Cr, Mo), СГ2О3 Ni (Cr, Mo), Cr (Ni), Nio 76M0124, Cr, M0O3 №(Сг, Мо), Ni3Cг, Ni3Mo, Сг203, Сг, Мо03
А1 (3) — Мо03 (7,4) Ni (Mo), Al2O3 Ni (Mo, Al), Nio 76-Moi 24, Nii iAlo 9, Al, M0O3 Ni (Mo, A1),, Ni3Mo, А1203, А1, Мо03
Сг (20) — А1 (3) — Мо03 (7,4) Ni (Cr, Mo), Al2O3 Ni (Cr, AlMo), Cr (Ni), Ni3Al, Nii, iAlo, 9, Nio, 76Moi, 24, Nii, iAlo, 9, Cr, Al, MoO3 Ni (Cг, A1Mo), Ni3Cг, Ni3Mo, А1203, Сг203, Сг, А1, Мо
В равновесных условиях в системе «№-А1» алюминий растворяется в никеле в количестве 10% и образует с ним ряд промежуточных и химических соединений № 3А1, №А1, № 2А13 и №А13. После обработки в механореакторе шихты, состоящей из порошков никеля ПНК-ОТ2 (97%) и алюминия ПА4 (3%), в механически легированной композиции установлено наличие твердого раствора алюминия в никеле и алюминидов № 3А1, №А1. Растворение алюминия в никеле приводит к увеличению параметра решетки ГЦК с 0,35 236 до 0,35 392 нм- Да/а составляет 4,427−10−3. Фаза №А1 обеднена алюминием и описывается формулой АЬ^М^ь Параметр решетки данного соединения (кубическая примитивная) равен 0,2881 нм. Содержание основной фазы — твердого раствора №(А1) — составляет 87%, алюминидов № 3А1 и №А1 — 4 и 9% соответственно.
Основная фаза характеризуется следующими параметрами: функция физического уширения р½ равна 0,7746 рад, относительная среднеквадратическая микродеформация — 2,158−10−3, плотность дислокаций в объеме кристалла — 3,8824−10 см-. Распределение ОСМД в зависимости от расстояния в кристаллической решетке описывается степенной моделью.
Отличие установленного фазового состава от равновесного заключается в наличии в структуре избыточных фаз № 3А1 и №А1, которые, наряду с высокой плотностью дислокаций и блочным строением кристаллов, обуславливают высокое упрочнение гранулированной композиции — 520 НУ.
В тройной системе «№-Сг (20%) — А1(3%)», как и в двойной «№-Сг (20%)», основной фазой является твердый раствор хрома в никеле. Образование твердого раствора приводит к уменьшению параметра кристаллической решетки ГЦК с 0,35 238 до 0,35 161 нм. Количество этой фазы примерно равно 89%. Наряду с твердым раствором хрома в никеле существует твердый раствор никеля в хроме с большим (0,28 919 нм), чем у эталона
(0,28 834 нм) параметром решетки, в количестве примерно 4%. Как и в двойной системе «№-А1 (3%)», алюминий в данном случае связан в соединения с никелем № 3А1 и №А1. Причем фаза №А1 обеднена алюминием и описывается формулой М^АЬ^. Количество № 3А1 и М^А^ составляет примерно 4 и 3% соответственно. Расчетное содержание алюминия, связанного в алюми-ниды, составляет 1,4%. Можно предположить, что большая часть оставшегося алюминия растворена в никеле, а также связана в наноразмерные рентгеноаморфные включения оксида, образующегося в результате взаимодействия легирующего элемента с кислородом шихты. Наиболее вероятными кислородосодержащими соединениями в шихте являются оксиды никеля. Зерна основы
имеют блочное строение. Плотность
11 -2
дислокаций составляет 8,3774−10 см. Твердость гранул достигает 540 НУ.
Введение в вышерассмотренные системы оксида МоО3, являющегося поставщиком кислорода, необходимого для образования упрочняющих фаз — оксидов хрома и алюминия, усложняет физико-химические процессы, имеющие место в этих материалах.
Основным отличием фазового состава механически легированных никелевых композиций с МоО3 от систем без него является наличие во всех случаях соединения М^Мо^^, образующегося в количестве 2−4% при взаимодействии восстановленного из МоО3 молибдена с никелем. В минимальном количестве фаза № 0,76Мо24 находится в композиции без алюминия. Легирование последним увеличивает полноту протекания окислительно-восстановительной
реакции, что повышает концентрацию восстановленного молибдена, наличие которого в шихте является необходимым условием образования М^Мо^^. Развитие механически активируемых окислительно-восстановительных превращений в композиции определяет содержание фаз, вызывающих дисперсное
упрочнение материалов, — оксидов хрома и алюминия, представляющих собой на-норазмерные рентгеноаморфные кластеры [3]. Повышение твердости и стойкости против отжига (табл. 2) композиций с
алюминием обусловлено большей завершенностью окислительно-восстановительного процесса. Температура рекристаллизации механически легированных композиций превышает 1100 оС.
Табл. 2. Твердость многокомпонентных гранулированных композиций на основе никеля
Легирующий компонент, % Твердость ^V) после
механического легирования механического легирования и отжига (1100 оС, 2 ч)
Cr (20) — Al (3) 540 380
Al (3) — MoU3(6) 570 430
Cr (20) — MoU3(6) 510 330
Cr (20) — Al (3) — MoU3(8) 5б0 400
В механически легированных композициях электронной микроскопией во всех исследованных системах однозначно выявляются равномерно распределенные включения исходных компонентов шихты размером менее 0,1 мкм. Содержание их, как правило, не превышает 20% от исходного [3].
После обработки в механореакторе основа материалов представляет собой неоднородные на субмикрокристалличе-ском уровне твердые растворы легирующих металлов (Сг и/или А1) в никеле и никеля в легирующих металлах или их промежуточные соединения (№А1 и № 3А1), что и определяет основное термически активируемое превращение в матрице, заключающееся в протекании гомогенизации, но не достигающее ее. Так, в термически обработанных сплавах, содержащих Сг, наряду с твердым раствором этого элемента в никеле имеются наноразмерные включения промежуточного соединения (сверхструктуры) Сг№ 3. Последняя сформировалась в микрообъемах, представляюших собой после механического легирования твердый раствор никеля в хроме. В композициях с А1 вместо двух фаз №А1 и № 3А1 после термического воздействия присутствуют включения только № 3А1.
После термической обработки в структуре присутствуют механически и
термически синтезированные оксиды Cr2O3 и Al2O3, вызывающие дисперсное упрочнение материала. Переход механически синтезированных оксидов из аморфного состояния в кристаллическое происходит при температурах выше 4GG °С. Термически активируемые превращения наиболее интенсивно протекают при температурах более 8GG °С. Гомогенизация твердого раствора основы практически завершается после отжига брикетов или горячепрессованных (экструдированных) материалов при температуре 1GGG °С в течение 5 ч. Причем состав упрочняющих фаз Al2O3, Cr2O3, Ni3Al, Ni3Mo сохраняется без изменения до температур не ниже 0,9ТПл основы.
Горячее прессование термически обработанных брикетов, полученных холодным прессованием механически легированных композиций, не изменяет фазового состава материалов. Механически легированные дисперсно-упрочненные нихромы являются наноструктурными. Их основа состоит из зерен размером менее G, 3 мкм, разделенных на блоки, не превышающие 50 нм. Величина синтезировавшихся в процессе реализации технологии оксидов (Al2O3, Cr2O3) менее 2G нм, алюминидов и никелидов (Ni3Al, Ni3Mo) — менее 40 нм. Плотность дислокаций в компактных материалах
находится в пределах 109- 1010 см-2 [3, 4].
На втором этапе работы, целью которого является установление граничных концентраций легирующих компонентов, методом однофакторного эксперимента для многокомпонентных систем «№-Сг-А1 (1%)», «№-Сг (20%) — А1», «Ni-Сг (20%) — Мо03», «Ni-Cг-A1 (1%) — Мо03 (2,1%)», «№-Сг (20%) — Мо03 (2,1%) — А1» исследовано влияние состава исходной шихты на механические свойства материалов- результаты приведены на рис. 1−5.
Анализ показывает, что введение в
шихту, состоящую из порошков никеля и алюминия (1%), хрома в количестве 20% приводит к возрастанию предела прочности при комнатной температуре (аВ20) материала на 150 МПа (см. рис. 1). Перс пе ктивным для повышения как низко-, так и высокотемпературной прочности является легирование нихрома алюминием. Увеличение его содержания в шихте №-Сг (20%) с 1 до 5% вызывает увеличение предела прочности (аВ20) на 280 МПа. Этот параметр при 800 и 1000 °C повышается на 70−80 МПа (см. рис. 2).
МПа %
С
НИС
°в
1100
1050
1000
950
850
I 5
Сг
Сг
Рис. 1. Влияние содержания хрома в шихте системы «№-Сг-А1 (1%)» на механические свойства компактного материала
_?г_ Л. нрс
МПа %
Сг------Сг--------------------------------------------------
Рис. 2. Влияние содержания алюминия в шихте системы «№-Сг (20%) — А1» на механические свойства компактного материала
Рис. 3. Влияние содержания кислорода в шихте системы «№-Сг (20%) — Мо03», вводимого с МоО3, на механические свойства компактного материала
Рис. 4. Влияние содержания хрома в шихте системы «№-Сг-А1 (1%) — Мо03 (2,1%)» на механические свойства компактного материала
Высокая эффективность легирования в системах с алюминием объясняется не твердорастворным, а дисперсионным упрочнением синтезированными в процессе реализации технологии неравновесными алюминидами № 3А1, находящимися в наноразмерном состоянии при температурах, превышающих 1000 °C. Высокая стойкость против коагуляции и роста интерметаллидов в материалах, получаемых по технологии, основанной на реакционном механическом легировании, объясняется особенностями их структуры [3]. Этим объясняется положительное влияние легирования алюминием и на высокотемпературную прочность.
Зависимость высокотемпературной
г 800 1000ч
прочности (аВ, аВ) от содержания хрома описывается кривой с максимумом, причем с увеличением температуры испытаний точка экстремума смещается в сторону меньшего содержания хрома [1]. Максимальное значение аВ800 наблюдается при 15%, а аВ1000 — при 5% хрома. При этом, в отличие от классических нихромов, введение хрома в никель в количестве до 15% не оказывает негативного воздействия на высокотемпературную прочность материала. Отрицательное влияние растворенных элементов на высокотемпературную прочность компенсируется упрочняющим эффектом, вызванным наличием в структуре материалов синтезированных при реализации технологии наноразмер-ных включений оксидов А1203 и Сг203 и неравновесного интерметаллида Ni3A1.
Минимальное количество А1203 и Сг203 определяется содержанием кислорода в исходном порошке основы (никеле) и может достигать 0,8 и 0,6% соответственно. Введение в шихту кислорода, связанного в оксид МоО3, приводящее к повышению количества термодинамически стабильных упрочняющих фаз А1203 и Сг203, вызывает существенное упрочнение нихромов во всем исследованном температурном интервале (см. рис. 3−5). Упрочняющий эффект наиболее очевиден при комплексном легировании нихромов алюминием и МоО3 (см. рис. 4). В
этом случае основным упрочняющим оксидом является А1203, который по сравнению с Сг203 обладает большей термодинамической стабильностью и величиной модуля сдвига. Исходя из минимально допустимого значения относительного удлинения, обеспечивающего надежность конструкционных материалов, составляющего 5%, максимальное содержание в исходной шихте алюминия и кислорода не должно превышать 1,3 и 1,2% соответственно. Положительное влияние на прочность, вызванное введением в шихту МоО3, повышается с увеличением температуры испытаний (см. рис. 3−5). Сравнение данных, приведенных на рис. 2 и 4, показывает, что добавка в композицию, состоящую из порошков №-Сг (20%) — А1 (1%), оксида молибдена в количестве 2,1%, обеспечивающем, исходя из условий стехиометрии, полное связывание алюминия в А1203, приводит к повышению предела прочности при 20, 800 и 1000 °C на 100, 80 и 105 МПа соответственно.
Следует отметить, что легирование нихромов алюминием и кислородом повышает их жаростойкость и позволяет снизить концентрацию хрома до 10%.
Полученные результаты явились основой для оптимизации математическим планированием эксперимента (метод Бокса-Уилсона) состава механически легированных дисперсно-упрочненных нихромов. Параметрами оптимизации являлись пределы прочности при растяжении при температурах 20, 800 и
1 ллл о/'-ч / 20 800 1000ч
1000 °C (ов, ав, аВ) и относительное удлинение при 20 °С- независимыми переменными — содержание в шихте алюминия, кислорода и хрома. Матрица планирования эксперимента, средние значения параметров, полученные из двух параллельных опытов, и результаты статистической обработки экспериментальных данных приведены в табл. 3 и 4.
Табл. 3. Матрица планирования по оптимизации состава шихты комплексно-легированной композиции «№-А1-Сг-0»
Фиктив- Факторы Параметры оптимизации
Характеристика ная пере- А1, о, Сг, 20 ав, 520, — 800 ав , — 1000 ав ,
менная % % % МПа % МПа МПа
Основной уровень 1,0 0,90 15
Интервал 0,5 0,45 5
варьирования (I)
Верхний уровень 1,5 1,35 20
Нижний уровень 0,5 0,45 10
Код х0×1×2×3 у1 у 2 у3 у 4
Основные опыты
1(10) + - - - 875 15,0 255 210
2(11) + + - - 1070 8,5 320 260
3(12) + - + - 985 11,0 300 225
4(13) + + + - 1175 3,5 360 270
5(14) + - - + 970 13,0 280 180
6(15) + + - + 1140 5,5 340 230
7(16) + - + + 1025 9,0 320 205
8(17) + + + + 1235 2,5 365 250
9(18) + 0 0 0 1040 7,5 310 220
Табл. 4. Результаты статистической обработки экспериментальных данных по оптимизации состава шихты комплексно-легированной композиции «№-А1-Сг-0»
Параметры Ьо Ь1 Ь2 Ь3 8уі2 АЬі с 2 Рр0,05 Рт0,05
ав20, МПа 1055 88,75 47,5 31,25 783 ±17 268 0,34 4,9
520, % 8,6 -3,4 -1,7 -1,1 0,59 ±0,4 0,63 1,1 4,9
ав800, МПа 317,5 28,8 18,8, 8 8, 144 ±6,6 43 0,3 4,9
ав1000, МПа 228,7 23,7 8,8 -12,5 211 ±7,7 27 0,2 4,9
В результате статистической обработки экспериментальных данных (см. табл. 3 и 4) получены линейные модели зависимости исследуемых параметров от состава шихты адекватно представляющие эксперимент:
— предел прочности при растяжении при 20 °C (ав20, МПа)
у і = 1055 + 88,75хі + 47,5×2 + 31,25×3- (1)
— относительное удлинение при 20 °C (520, %)
у2 = 8,6 — 3,4хі - 1,7×2 — 1,1хз- (2)
— предел прочности при растяжении при 800 °C (ав800, МПа)
уз = 317,5 + 28,8×1 + 18,8×2 + 8,8хз- (3)
— предел прочности при растяжении при 1000 °C (ав1000, МПа)
у4 = 228,7 + 23,7×1 + 8,8×2 — 12,5×3. (4)
Переменные х1, х2 и х3 являются кодированными значениями содержания алюминия, кислорода и хрома соответственно.
При установлении оптимального состава материала наряду с прочностью учитывалась пластичность. В качестве характеристики последней принято относительное удлинение, минимальное значение которого ограничено 5%. Крутое восхождение по градиенту линейных моделей (1)-(4) позволило установить, что для получения механически легированного дисперсно-упрочненного ни-
хрома, обладающего высоким значением как низко-, так и высокотемпературной прочности, исходный состав шихты должен содержать 1,2% алюминия, 1,1% кислорода и 15% хрома. При этом разработанный материал характеризуется сле-
20
дующим комплексом свойств: ав = 1110 МПа, 5в20 = 6%- ав800 = 340 МПа, ав1000
= 240 МПа. Он по прочности при температурах 20, 800 и 1000 °C в 1,3, 1,4 и 1,7 раза соответственно превосходит классический, но в 2−3 раза уступает ему по величине относительного удлинения.
Выводы
1. При реализации технологии получения дисперсно-упрочненных нихромов, основанной на реакционном механическом легировании в системах «№-Сг-А1», «№-Сг-Мо03», «№-Сг-А1-Мо03», активно протекают механически и термически активируемые структурные и фазовые превращения, вызывающие растворение компонентов друг в друге, образование интерметаллидов и оксидов.
2. В механически легированном нихроме дисперсное упрочнение сочетается с дисперсионным, сохраняющимся до температур свыше 1000 °C, что обусловлено особенностями строения материалов, имеющих микрокристаллический тип структуры с размером зерен менее 0,3 мкм, разделенных на блоки величиной не более 50 нм, характеризующийся большой поверхностью границ зерен и субзерен, стабилизированной наноразмерными включениями оксидов и интерметаллидов.
3. Перспективной упрочняющей
F. G. Lovshenko, G. F. Lovshenko, Z. M. Lovshenko Optimization of the compound of mechanically alloyed dispersion-strengthened nickel-and-chromes
фазой является оксид алюминия А1203, синтезирующийся в результате протекания окислительно-восстановительной реакции между алюминием и оксидами молибдена и никеля.
4. Для получения механически легированного дисперсно-упрочненного
нихрома, обладающего высоким значением как низко-, так и высокотемпературной прочности, исходный состав шихты должен содержать 1,2% алюминия, 1,1% кислорода и 15% хрома- разработанный материал имеет следующий комплекс свойств: ав20 = 1110 МПа, 5В20 = 6%- ав800 = 3 4 0 МПа, ав1000 = 240 МПа и по прочности при температурах 20, 800 и 1000 °C в 1,3, 1,4 и 1,7 раза соответственно превосходит классический, но в 2 -3 раза уступает ему по величине относительного удлинения.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Композиционные материалы: справочник / Под ред. Д. М. Карпиноса. — Киев: Наукова думка, 1985. — 592 с.
2. Портной, К. И. Композиционные материалы на никелевой основе / К. И. Портной, Б. Н. Бабич, И. Л. Светлов. — М.: Металлургия, 1979. — 264 с.
3. 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: Бело-рус. -Рос. ун-т, 2008. — 679 с.: ил.
4. Ловшенко, Ф. Г. Оптимизация состава механически легированных дисперсно-упрочненных никелевых материалов / Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко // Вестн. Белорус. -Рос. ун-та. -2009. — № 3. — С. 110−120.
Белорусско-Российский университет Материал поступил 04. 03. 2009
Given in the paper are the results of studies of phase and structural transformations taking place at all production stages of making mechanically alloyed dispersion-strengthened nickel-and-chromes as well as information on the influence of the initial mixture on mechanical properties and its optimization.

ПоказатьСвернуть
Заполнить форму текущей работой