Оптимизация состава механически легированных дисперсно-упрочненных никелевых материалов Текст научной статьи по специальности «Технологии материалов»

УДК 669.017

Ф. Г. Ловшенко, д-р техн. наук, проф., Г. Ф. Ловшенко, канд. техн. наук, доц.

ОПТИМИЗАЦИЯ СОСТАВА МЕХАНИЧЕСКИ ЛЕГИРОВАННЫХ ДИСПЕРСНО-УПРОЧНЕННЫХ НИКЕЛЕВЫХ МАТЕРИАЛОВ

Приведены результаты исследований фазовых и структурных превращений в системах №-А1-0, №-А1-Мо-0, протекающих на всех технологических стадиях получения механически легированных дисперсно-упрочненных никелевых материалов; данные по влиянию состава исходной шихты на механические свойства и результаты его оптимизации.

Жаропрочные сплавы характеризуются высокой стойкостью против ползучести. Основными механизмами ее являются дислокационный и диффузионный. Последний обусловлен развитием межзеренной диффузии и преобладает при температурах выше 0,5 Тпл. Развитию ползучести способствует также зернограничное скольжение. Классические жаропрочные сплавы, как правило, являются дисперсионно-упрочненными. Жаро-

прочность их ограничена температурой коагуляции и роста интерметаллидных упрочняющих фаз и не превышает 0,6Тпл основы. Ограничение подвижности дислокаций, межзеренной диффузии и зернограничного скольжения приводит к повышению жаропрочности. Для достижения этого необходимо уменьшить до предельно допустимого значения величину свободного перемещения дислокаций, локализовать передвижение дефектов кристаллического строения в пределах зерна (субзерна), минимизировать сток дефектов кристаллического строения на границы зерен, исключить межзеренное скольжение. Эти условия могут быть реализованы в дисперсно-упрочненных материалах.

Дисперсное упрочнение является эффективным методом повышения прочности материалов в интервале температур 0,6-0,9Тпл основы. В отличие от дисперсионно-упрочненных сплавов роль упрочняющих фаз в этом случае выполняют нано-/субмикроразмерные частицы термодинамически стабильных соединений, прежде всего оксидов, имеющих высокое

значение модуля сдвига, стойкие против коагуляции и роста при температурах, достигающих температуры плавления основы.

Дисперсно-упрочненный никель

(ВДУ-1, ВДУ-2, ТБ-никель и ББ-никель) является одним из основных материалов для производства тяжелона-груженных деталей, работающих при температуре выше 0,6Тпл основы, определяющих надежность, долговечность, коэффициент полезного действия энергетических установок. В этом случае фазами, вызывающими дисперсное упрочнение, служат оксиды ТЮ2, НГО2, У20з в количестве до 3 %. Технология изготовления данных материалов включает получение дисперсно-упрочненной порошковой композиции с последующей переработкой ее в полуфабрикаты методами порошковой металлургии, включающей этапы брикетирования, спекания, горячее прессование (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. Для ее изготовления используются химические методы: химическое смешивание, разложение смеси солей, водородное восстановление из растворов, химическое осаждение из растворов [1]. Основными недостатками этих методов являются большая трудоемкость процесса, низкая чистота порошковой ком-

позиции, экологическая небезопасность, неуниверсальность.

Указанных недостатков лишена технология, основанная на реакционном механическом легировании, заключающаяся в обработке в механореакторе реакционноспособных порошковых систем, в процессе которой протекают механически активируемые фазовые и структурные превращения, приводящие к формированию гранулированной композиции со структурой основы субмикрокристаллического типа, границы зерен и субзерен которой стабилизированы наноразмерными включениями упрочняющих фаз [2, 3]. Исходная шихта в этом случае наряду с порошком основы должна содержать порошки металла, имеющего высокое сродство к кислороду, и кислородосодержащее соединение с низкой термодинамической стабильностью. В этом случае в процессе обработки в механореакторе и на последующих технологических стадиях имеют место механически и термически активируемые фазовые и структурные превращения, одним из продуктов которых являются наноразмерные частицы оксида легирующего элемента, играющие роль упрочняющей фазы. Установлено, что в качестве последней в ряде случаев эффективен оксид алюминия А1203 [3-5]. В отличие от ТЮ2, НГО2 и У203 он является нетоксичным, а стоимость алюминия, входящего в его состав, на порядок ниже стоимости ТЬ, Ж и У.

Цель работы заключалась в изучении физико-химических процессов, протекающих на всех технологических стадиях получения механически легированных дисперсно-упрочненных никелевых материалов, и оптимизации состава исходной шихты.

Методика исследования

Технологический процесс получения механически легированных материалов включает следующие стадии: подбор исходных компонентов, обработка шихты в механореакторе на основе вибромельницы и получение механически легиро-

ванной гранулированной композиции, термическая обработка композиции или брикетов, изготовление полуфабрикатов горячим прессованием.

При использовании в качестве упрочняющей фазы, синтезирующейся в процессе реализации технологии, оксида А1203 в роли поставщика кислорода наиболее перспективны оксиды металлов, имеющие энергию Гиббса образования больше -250 кДж/моль атомов О. При этом энергия Гиббса механически и термически активируемых превращений, конечная реакция которых имеет вид:

2тА1 + 3Меп0т ^ тА1203 + 3пМе,

составляет менее -300 кДж/моль атомов О [3]. Этому требованию удовлетворяют оксиды меди, кобальта, никеля, молибдена. С учетом недопустимости отрицательного влияния восстановленного металла на свойства и, прежде всего, жаропрочность материалов круг этих соединений ограничивается оксидами никеля №203 и молибдена МоО3.

В качестве исходных компонентов для получения сплавов служили стандартные порошки никеля ПНК-ОТ2 (ГОСТ 9722-79), алюминия ПА4 (ГОСТ 6058-73) и технически чистого оксида молибдена (VI). Основа - никелевый порошок ПНК-ОТ2, в виде примесей содержащий 0,2 % кислорода, находящегося связанным в оксиды никеля.

Механическое легирование осуществлялось в энергонапряженном механореакторе-вибромельнице при следующих параметрах процесса обработки: ускорение рабочих тел - 135 м-с"2; степень заполнения помольной камеры рабочими телами - 75 %; отношение объемов рабочих тел и шихты - 10; температура в помольной камере - 50 °С. Продуктом механического легирования являлась гранулированная композиция со средним размером частиц 63 мкм. Получение компактных материалов осуществлялось горячей экструзией холоднопрессованных брикетов, нагретых до 1150 °С. Ко-

эффициент вытяжки составлял 10. Температура нагрева прессового инструмента равнялась 550 °С. Продуктом экструзии являлись прутки диаметром 10 мм с плотностью, близкой к теоретической.

Количественный фазовый состав материалов определялся рентгеноструктурным анализом, который осуществлялся на дифрактометре «ДРОН-3» с применением монохроматизированного СоКа и СиКа излучения. Вторичная монохроматизация осуществлялась пиролитическим графитом с вращением образца в собственной плоскости. Дифрактометр оснащен системой автоматизации, включающей: аппаратную часть, предназначенную для автономной реализации на базе компьютера IBM PC всех функций управления гониометром и обслуживания процесса сбора данных; программную часть, содержащую пакет программ «WinDif» по обработке и анализу полученных данных. Для определения фазового состава материалов проводилась съемка полной рентгенограммы в непрерывном режиме с шагом по углу 0,1о. Интервал углов 29 = 20°-140° выбирался с учетом нахождения линий предполагаемых фаз, включающих все линии карточек картотеки ASTM (электронная версия «PCPDFWIN 2,0»). Расшифровка фазового состава полученной рентгенограммы проводилась в программе «Crystallographica Search-Match» (Oxford) и включала: удаление фона (автоматически или по точкам); автоматическую разметку линий с удалением Ка2 дублетов и расчетом характеристик пиков; выбором порога чувствительности (0-100 %) и ширины линии. Идентификация фазового состава проводилась в режимах: автоматического поиска эталонных образцов в полной базе данных «PCPDFWIN 2,0»; создания собственной базы данных в программе «Crystallographica Search-Match» по данным элементного состава, известной сингонии и др., значительно сужающей число эталонных карточек, позволяющей повысить точность и увеличить скорость индицирования рентгенограмм. Для расчета параметров тонкой структу-

ры использовался специальный пакет программ гармонического анализа профиля рентгеновской линии, позволяющий автоматизировать рентгенодифрак-тометрические исследования параметров тонкой структуры.

Для установления размера, формы и расположения фаз применялись стандартные методики электронной микроскопии. Этот метод исследования использовался также для определения количества фазы при ее объемном содержании менее 2 %.

Определение механических свойств проводилось на пропорциональных цилиндрических образцах с диаметром в рабочей части 5 мм и с начальной длиной 25 мм. Для проведения испытаний на растяжение при 200-1000 оС, а также испытаний на длительную прочность использовали пропорциональные цилиндрические образцы с диаметром рабочей части 4,0 мм и с начальной расчетной длиной 20 мм. Испытания проводились на машинах «Ш8ТК0№> (Англия),

«АИМА-25» и «ИР 5142-200-11» (Украина). Микротвердость исследовалась на микротвердомерах «:М1сготег-2» (Швейцария), «1пёеп1ее ZHV» (Германия) и «ПМТ-2» (Россия); твердость определялась по методам Бринелля, Виккерса и Роквелла.

Результаты исследования и их обсуждение

На первом этапе исследованы фазовые превращения, протекающие в базовых системах, на стадиях реакционного механического легирования и последующей переработки полученной гранулированной композиции в полуфабрикаты (компактные материалы). Содержание легирующих компонентов, равновесный фазовый состав материалов и фазовые фактические составы механически легированной композиции и компактного материала приведены в табл. 1 и 2.

Равновесный фазовый состав сплавов получен на основе термодинамиче-

ских расчетов для адиабатических усло- слород, находящийся в никелевом повий [6]. При его расчете учитывался ки- рошке.

Табл. 1. Фазовый состав материалов, полученных из порошков N1 и А1

Содер- жание А1 Фазовый состав, %

«фактический»

равновесный основа №3А1 АЬ,9№1,1 А1203 А1

Механически легированная гранулированная композиция

2 N1 (1,7 % А1); А1203 (0,8 %) N1 (0,5% А1) 3 1 0,8 0,3

3 N1 (2,7 % А1); А1203 (0,8 %) N1 (1,0% А1) 4 3 0,8 0,5

6 N1 (4,3 % А1); №3А1 (10,5 %); А1203 (0,8 %) N1 (2,0% А1) 9 7 0,8 1,0

Компактный материал

3 N1 (2,7 % А1); А1203 (0,8 %) N1(2,0% А1) 5 - 1,0 0,2

Табл. 2. Фазовый состав материалов, полученных из пороков N1, А1 (3,0 %) и Мо03 (7,4 %)

Фазовый состав, %

«фактический»

равновесный основа А1203 МО!,24№0,76 Мо№3 АЬ,9№1,1 Мо03 А1

Механически легированная композиция

N1(4,9 % Мо); 5,7 % А1203 №(Мо,А1) 3,5 4 - 2 3 0,5

Компактный материал

N1(4,9 % Мо); 5,7 % А1203 Ni(Mo,A1) 5 - 2 - 0,5 0,2

На всех стадиях реализации технологии в той или иной мере в обрабатываемой композиции происходят фазовые и структурные превращения. Наибольшее развитие они получают при реакционном механическом легировании.

Механически активируемые превращения во всех случаях вызывают диспергирование зерен и субзерен и формирование упрочняющих фаз в дисперсном виде, стабилизирующих высокоразвитую поверхность раздела между элементами структуры. Фрагментирование приводит к уменьшению размера кристаллитов до значений, не превышающих десятых долей микрометра. Во всех случаях микро-дифракционная картина, полученная с материала, подвергнутого механическому легированию, является кольцевой с дис-

кретными рефлексами, что свидетельствует о нано- или субмикрокристалличе-ском типе структуры основы. По данным электронно-микроскопических исследований структуры размер зерен находится в пределах 50-100 нм, величина ОКР составляет 20-40 нм [7].

В материалах системы «N1 — А1» основными фазовыми превращениями при механическом легировании являются растворение алюминия в никеле и образование алюминидов никеля (№3А1, АЬ^М^). Наличие алюминидов является основным отличием фактического фазового состава механически легированных композиций от равновесного. На растворение алюминия в никеле однозначно указывает изменение параметра кристаллической решетки основы. При-

чем с повышением содержания алюминия в исходной композиции параметр кристаллической решетки основы линейно возрастает (рис. 1, а), что однозначно указывает на увеличение концентрации алюминия в твердом растворе. Согласно [8] растворение 1 % алюминия в никеле приводит к увеличению параметра кристаллической решетки последнего примерно на 0,001 нм. Исходя из этого, концентрация алюминия в твердом растворе в механически легированных композициях с содержанием этого элемента, достигающем 6 %, не превышает

2 % (см. табл. 1), что значительно ниже его предельной растворимости при комнатной температуре, которая примерно составляет 3,8 % [9].

Механически синтезированные алюминиды никеля находятся в нанок-ристаллическом состоянии. По данным ПЭМ они имеют глобулярную форму с размером частиц не более 20 нм и равномерно распределены в основе [3], что обеспечивает высокий эффект дисперсионного упрочнения (табл. 3).

Содержание А1 в композиции-------->- Содержание А1 в композиции------>■

Рис. 1. Влияние количества алюминия в исходной композиции на изменение параметра кристаллической решетки (а) и на разность значений микротвердости у механически легированных композиций и композиций, подвергнутых дополнительному отжигу при 1100 °С (б)

Табл. 3. Влияние содержания легирующих компонентов на твердость гранулированных никелевых композиций

Легирующие компоненты, % Твердость (НУ) после

А1 Мо03 механического легирования механического легирования и отжига (1100 °С, 2 ч)

2 - 490 360

3 - 530 370

6 - 560 390

3 7 570 430

О его величине можно судить по разности значений микротвердости у механически легированных композиций и композиций, подвергнутых дополнитель-

ному отжигу при 1100 °С, после которого дисперсионное упрочнение полно стью снимается, что вызвано коагуля цией и ростом интерметаллидов [10]

Как и следовало ожидать, с повышением концентрации алюминия в композиции, вызывающей увеличение содержания ин-терметаллидов, величина упрочняющего эффекта возрастает. При этом зависимость упрочнения от этого фактора близка к параболической (см. рис. 1, б). Относительно высокая твердость механически легированных композиций, подвергнутых отжигу при 1100 °С, обусловлена дисперсным упрочнением наноразмерными частицами А1203, образующимися в результате механически и термически активируемого взаимодействия алюминия с кислородом, связанным в оксиды никеля, находящиеся в исходном порошке. Кроме того, поставщиком кислорода, участвующего в образовании оксидов алюминия, является первоначальная воздушная атмосфера изолированной помольной камеры. Теоретически содержание оксида А1203 определяется концентрацией кислорода в обрабатываемой системе, которая в композициях системы «№-А1» примерно одинакова и не превышает 1 %, что и обуславливает близкие значения их микротвердости после отжига при 1100 °С. Содержание оксида алюминия в механически легированных композициях, приведенное в табл. 1, получено расчетом. Наличие этой фазы в данном случае прямо не подтверждено. Это обусловлено тем, что как и в системах на основе других металлов, например, алюминия, меди, железа, механически синтезированные оксиды алюминия представляют собой рентгеноаморфные кластеры [3]. Термическая обработка механически легированных композиций при температурах выше 0,5 Тпл основы приводит к некоторому росту и кристаллизации этой фазы, что позволяет фиксировать их рентгеноструктурным, электронографическим методами и просвечивающей электронной микроскопией. Последний способ применялся для оценки количества данной фазы.

Высокотемпературное термическое воздействие, достигающее 1150 °С и имеющее место при переработке гранулированных композиций в полуфабрикаты

(прутки), вызывает термодинамически разрешенные фазовые превращения. Наряду с вышеуказанной кристаллизацией А1203 имеет место увеличение концентрации алюминия в твердом растворе. При этом термодинамически неравновесная фаза АЬ^М^ исчезает. Однако равновесного состояния материал не достигает. Основным отличием фактического фазового состава компактного материала от равновесного является наличие алюминида никеля №3А1 и отдельных дисперсных включений алюминия. Алюминид никеля, образовавшийся в процессе реализации технологии, стоек против длительного термического воздействия и сохраняется после отжига при температурах, достигающих 1100 °С.

В комплексно-легированной композиции «N1 — А1 (3,0 %) — МоО3 (7,4 %)» основным механически активируемым превращением является взаимодействие алюминия с оксидом молибдена с образованием наноразмерных рентгеноаморфных кластеров оксидов алюминия и восстановление молибдена из оксида. На протекание этого процесса указывает наличие в механически легированной композиции фазы Мо^24№0,76. Это соединение служило основой для определения количества механически синтезированного оксида А1203, расчетная величина которого приведена в табл. 2. Наряду с участием алюминия в термодинамически выгодной реакции, вызывающей образование А1203, часть его оказывается связанным в алюминид никеля АЬ^М^ь Кроме того, присутствуют отдельные включения алюминия. Содержание непрореагировавшего МоО3 составляет примерно 40 % от исходного. Основным отличием фактического фазового состава компактного материала от равновесного является наличие соединения №3Мо и исходных компонентов МоО3 и А1 в количестве 6-7 % от первоначального.

Материалы, полученные по технологии, основанной на реакционном ме-

ханическом легировании, имеют структуру основы микрокристаллического типа со средним размером зерен не более 0,3 мкм, разделенных на блоки, величина которых менее 50 нм. Высокоразвитая граница зерен и субзерен основы стабилизирована в зависимости от состава материала синтезированными в процессе реализации технологии наноразмерными частицами А1203 и интерметаллидов (№3А1, №3Мо). Среднее значение величины первого не превышает 20 нм, вторых - 50 нм. Таким образом, в материалах, изготовленных из порошков никеля и алюминия, упрочняющими фазами являются алюминид никеля №3А1 и оксид А1203. Содержание последнего не зависит от количества легирующей добавки и составляет примерно

1 %. В комплексно-легированной композиции основной упрочняющей фазой является оксид А1203, дополнительной - ин-терметаллид №3Мо.

Оптимизация состава материалов включала три этапа. На первом этапе ме-

тодом однофакторного эксперимента, целью которого являлось определение верхнего значения содержания легирующих компонентов в исходной шихте, изучено влияние количества алюминия и оксида алюминия, синтезирующегося в процессе получения материала, на механические свойства, включая твердость, пределы прочности при растяжении при комнатной температуре и при температурах 800 и 1000 °С, а также относительное удлинение. Влияние первого фактора исследовано на материале, полученном из порошков никеля и алюминия, второго - никеля, алюминия и Мо03. Как следует из данных (рис. 2), алюминий при его концентрации до 3 % существенно влияет на твердость и прочность. Дальнейшее увеличение его содержания с 3 до 6 % незначительно повышает эти характеристики, но приводит к снижению пластичности с 12 до 5 %.

НКС

40

35

30

5

МПа %

- 1300 " 17

- 1175 - 14

- 1050 - 11

- 925 “ 8

- 800 - 5

*^800' 171000

МПа

275

225

175

125

5 % б

Содержание А1 --------->■

Рис. 2. Влияние содержания алюминия на свойства материалов, полученных из порошков никеля и алюминия

В комплексно-легированных мате- щей порошки никеля, алюминия и ок-

риалах, полученных из шихты, содержа- сида молибдена, зависимость исследо-

ванных свойств от количества А1203, изменяющегося в интервале от 1 до 4 %, близка к линейной (рис. 3). В этих сплавах соотношение между исходным содержанием легирующих компонентов в шихте соответствовало стехиометрически необходимому, исходя из полного взаимодействия между ними по реакции 2А1 + Мо03 ^ АЬ03 + Мо.

Отрицательное влияние А1203 на пластичность ограничивает верхнее значение его содержания в материале, которое не должно превышать 4 %. При этом относительное удлинение составляет 5 %.

Сравнение свойств первой и второй групп материалов (см. рис. 3 и 4) показы-

вает существенное превосходство последних по прочностным характеристикам при повышенных температурах, что обусловлено высокой, по сравнению с интерметаллидами, стойкостью против коагуляции и роста оксида А1203. Исходя из этого, дальнейшие исследования по оптимизации состава выполнены на комплексно-легированных материалах, в которых основной упрочняющей фазой является оксид алюминия. При этом доля кислорода, вводимого с МоО3, изменялась от 0,5 до 2,0 относительно стехиометрически необходимого для связывания алюминия в оксид А1203.

ншс 5 ^800' ^

МПа % МПа

45 -1100 - 17 Г 370

40 -1015 - 14 . 310

35 - 930 - 11 - 250

30 - 845 - 8 . 190

25 - 760 - 5 130

*^800^^,

ШК

г *1000

уг с ‘в 5

0,5 1 1,5 2 2,5 В 3,5 % 4

Содержание АІ2О3 --------^

Рис. 3. Влияние количества А1203 на свойства материалов, полученных из порошков никеля, алюминия и Мо03

Вторым и третьим этапом исследования являлось определение оптимального состава шихты для получения комплекснолегированного дисперсно-упрочненного

никеля и описание области оптимума. Для решения этих задач применялось математическое планирование эксперимента (метод Бокса-Уилсона). При оптимизации наряду с факторами, определяющими состав шихты, учитывалась продолжительность процесса механического легирования. Это

обусловлено тем, что последний фактор в значительной мере определяет степень завершенности механически активируемых превращений. Параметрами оптимизации являлись пределы прочности при растяжении при 20 и 1000 °С и относительное удлинение. План реализации опытов и результаты эксперимента приведены в табл. 4.

В результате статистической обработки экспериментальных данных

(табл. 5) получены линейные модели зависимости исследуемых параметров от состава шихты и продолжительности механического легирования, адекватно представляющие эксперимент:

- предел прочности при растяжении ав20, МПа

уі = 909 + 103хі + 49х2 + 179х3; (1)

- относительное удлинение 520, %

у2 = 11,6 - 2,4хі - 2,9X2 - 2,9хз; (2)

- предел прочности при растяжении

1000 д /ГТТг»

ав , МПа

у3 = 224 + 29х1 + 31х2 + 46х3. (3)

Согласно результатам крутого восхождения максимальные значения проч-

Табл. 4. Оптимизация состава шихты комплексно-легированной композиции «N1 - А1 - Мо03» и времени механического легирования

Фактор Параметры оптимизации

Фикт. о, г

Характеристика пере- менная А1, % доля от стехи-ом. время обраб., ч 20 ав , МПа 520 , % 1000 ав , МПа

Основной уро- 1 1 8

вень

Интервал варьи- 0,5 0,5 4

рования (I) Верхний уровень 1,5 1,5 12

Нижний уровень 0,5 0,5 4

Код х0 х1 х2 хэ у1 у1' у 2 у 2 у3 у3'

Основные опыты

1(10) + - - - 560 570 21 20 120 130

2(11) + + - - 770 790 15 15 180 180

3(12) + - + - 670 690 14 14 180 180

4(13) + + + - 860 870 8 9 230 240

5(14) + - - + 950 930 13 12 200 210

6(15) + + - + 1130 1150 9 9 270 260

7(16) + - + + 1050 1030 8 8 280 270

8(17) + + + + 1280 1240 4 5 330 320

9(18) + 0 0 0 890 900 11 12 210 220

Табл. 5. Результаты статистической обработки экспериментальных данных по оптимизации состава шихты комплексно-легированной композиции «№-А1-Мо03» и времени механического легирования

Параметры Ьо Ь1 Ь2 Ь3 ^Уі2 ДЬі с 2 Зад ^05 Рт0,05

ав20, МПа 909 103 49 179 178 ±7 497 2,8 4,95

520, % 11,6 -2,4 -2,9 -2,9 0,28 ±0,1 1,0 3,6 4,95

ав1000, МПа 224 29 31 46 38 ±3,3 70 1,8 4,95

ности при комнатной температуре и при 1000 °С достигаются при близких условиях механического легирования. Исходя из минимально допустимого значения относительного удлинения, обеспечивающего надежность конструкционных материалов, составляющего 5 %, оптимальной является шихта следующего состава: N1 + А1 (1,5 %) + Мо03 (5,2 %). При этом продолжительность механического легирования должна составлять 14 ч. Материал оптимального состава характеризуется следующим комплексом механических свойств: предел прочности при растяжении -1250 МПа; относительное удлинение -5 %; предел прочности при растяжении при 1000 °С - 330 МПа.

Полное представление о влиянии состава шихты на механические свойства компактных материалов дает описание области оптимума. Для решения этой задачи реализован центральный композиционный ортогональный план второго порядка. Матрица планирования и результаты эксперимента приведены в табл. 6. В результате статистической обработки экспериментальных данных (табл. 7) получены математические модели, адекватно представляющие результаты экспериментов:

- предел прочности при растяжении ав, МПа

у1 = 1208 + 26х1 - 73х2 -

- 18х1х2 - 63х12 - 93х22; (4)

- относительное удлинение 5, %

у2 = 4,92 - 1,65х1 - 1,65х2 +

+ 0,25х1х2 + 0,66х12 + 0,66х22 ; (5)

- предел прочности при растяжении при 1000 °С ав1000, МПа

у 3 = 332 + 1,6х1 - 25х2 -

- 20х1х2 - 25х12 - 45х22. (6)

В зависимости от состава исходной шихты механические свойства компактных материалов в области оптимума изменяются в следующем интервале: предел прочности при растяжении (ав20) -950-1250 МПа; относительное удлинение (520) - 4-10 %; предел прочности при растяжении при 1000 °С (ав1000) -250-330 МПа. Дополнительные исследования показали, что механически легированный дисперсно-упрочненный

никель обладает высокой стойкостью против длительного термического воздействия при температурах, достигающих 1200 °С. По значению изученных свойств созданные материалы превосходят аналоги (ВДУ-1, ВДУ-2, ТБ-никель и ББ-никель) в 1,3—1,5 раза.

Табл. 6. Матрица планирования и результаты эксперимента при описании области оптимума

Фактор Параметры оптимизации

Характеристика Фикт. пере- менная основной

А1, % о, доля от стехиом. производные ав, МПа 5, % а1000, МПа

Основной уровень Интервал варьирования (I) верхний уровень Нижний уровень 1,5 0,5 2,0 1,0 1,5 0,5 2,0 1,0

Код х0 х1 х2 х1х2 1 х 1= =х12-2/3 1 х 2 = =х22-2/3 у1 у/ у 2 у 2 у3 у3'

Опыты 1(10) 2(11) 3(12) 4(13) 5(14) 6(15) 7(16) 8(17) 9(18) +1 +1 +1 +1 +1 +1 +1 +1 +1 -1 -1 +1 +1 +1 -1 0 0 0 -1 + 1 + 1 -1 0 0 +1 -1 0 + 1 -1 + 1 -1 0 0 0 0 0 +1/3 +1/3 +1/3 +1/3 +1/3 +1/3 -2/3 -2/3 -2/3 +1/3 +1/3 +1/3 +1/3 -2/3 -2/3 +1/3 +1/3 -2/3 1080 970 990 1170 1170 1120 1040 1190 1210 1100 960 980 1170 1190 1130 1050 1170 1190 10 6 3 6 4 7 4 7 5 9 6 3 6 4 7 4 7 4 270 250 220 320 300 310 270 300 340 270 260 220 310 310 310 260 320 330

Табл. 7. Результаты статистической обработки экспериментальных данных при описании области оптимума

Параметры bo' bo b1 b2 b12 bn 2 2 b Abo' Abo

Об, МПа 1104 1208 26 -73 -18 -63 -93 ±8 ±20,7

б 5,78 4,92 -1,65 -1,65 0,25 0,66 0,66 ±0,0028 ±0,65

1000 о 286 332 1,6 -25 -20 -25 -45 ±5,4 ±14,1

Продолжение табл. 7

Параметры Abi Abij Abn 2 S 2 3 S f1 f2 TJ расч F0,05 T7 табл F 0,05

Об, МПа ±9,7 ±11,5 ±17 111 154 9 3 1,39 3,9

б ±0,25 ±0,36 ±0,54 0,11 0,215 9 4 1,95 3,6

1000 о ±6,6 ±7,9 ±11,3 50 140 9 4 2,8 3,6

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Портной, К. И. Дисперсно-упрочненные материалы / К. И. Портной, Б. Н. Бабич. - М. : Металлургия, 1974. - 200 с.

2. Ловшенко, Г. Ф. Теоретические и технологические аспекты создания наноструктурных механически легированных материалов на основе металлов / Г. Ф. Ловшенко, Ф. Г. Ловшенко. - Могилев : Белорус.-Рос. ун-т, 2005. - 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 : Белорус.-Рос. ун-т, 2008. -679 с. : ил.

4. Получение, структура и свойства механически легированных наноструктурных никелевых материалов / Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко // Упрочняющие технологии и покрытия. - 2009. -№ 1. - С. 10-17.

5. Ловшенко, Ф. Г. Закономерности формирования фазового состава и структуры механически

легированных никелевых композиций / Ф. Г. Ловшенко, Г. Ф. Ловшенко // Вестн. Белорус.-Рос. ун-та. - 2008. - № 4. - С. 96-106.

6. Ловшенко, Г. Ф. Термодинамическое моделирование фазовых превращений при реакционном механическом легировании композиций на основе железа и никеля / Г. Ф. Ловшенко, Ф. Г. Ловшенко / Вестн. Белорус.-Рос. ун-та. -2006. - № 4. - С. 109-118.

7. Иванов, 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.

8. Хансен, М. Структуры двойных сплавов / М. Хансен, К. Андерко. - М. : Металлург-издат, 1962. - Т. 1-2.

9. Massalski, T. B. Binary Alloy Phase Diagrams / T. B. Massalski. - ASM, Materials Park, OH, 1990. - 1824 р.

10. Гуляев, А. П. Металловедение : учебник для вузов / А. П. Гуляев. - М. : Металлургия, 1986. - 544 с.

Белорусско-Российский университет Материал поступил 03.04.2009

F. G. Lovshenko, G. F. Lovshenko Optimization of mechanically alloyed age-hardened nickel materials make-up

The article gives results of the research of phase and structural changes in Ni-Al-O, Ni-Al-Mo-O systems which progress at all technological stages of mechanically alloyed age-hardened nickel material production. The paper presents the information about influence of basic charge makeup on mechanical properties and its optimization.