Спосіб одержання композиційного матеріалу на основі заліза легуванням бором та металами

Спосіб одержання композиційного матеріалу на основі заліза легуванням бором та металами, який включає формування пористої матриці з порошку заліза і просочувального евтектичного сплаву з суміші порошків заліза, бору та легуючих металів у вигляді брикету прямим пресуванням, укладання брикету на поверхню матриці, сумісне C2 2 (19) 1 3 ніобій-молібден-бор при Т=1473К та витримують при даній температурі 12-15 хвилин. Після борирування твердість отриманого композиційного матеріалу підвищується у 2-3 рази без гартування. Однак, даний спосіб має недоліки: - при підвищенні кількості бору у матриці до 3% зменшується міцність композиційного матеріалу у два рази; - утворення двох типів боридів досягається за рахунок додаткового підвищення кількості бору у матриці до 6-7%, що приводить до більшої вартості матеріалу (у 2,5 рази); - не забезпечується утворення складних боридів типу (Fe, Me) В у зв'язку з недостатньою витривалістю при рідинно-фазнім спіканні у продовж 1215 хвилин; - відбувається підплавлення зразків матеріалу із-за того, що до складу боридів при данім режимі борирування не залучають додатки ніобію та молібдену; Відомий також спосіб борирування (Деклараційний патент на винахід №30432 А Спосіб багатошарового об'ємного борирування / Чернієнко В.В., Граменицький В.А., Павлишко Е.Г. / - Бюл. 6II від 15.11.2000), який принятий у якості прототипу. Його суть полягає у тому, що процес борирування пористої залізної матриці проводять за допомогою просочувального сплаву залізо-бор евтектичного складу з додатками легуючих компонентів і, завдяки цьому, рідинно-фазне спікання, утворення у рідинній фазі двох складних сполук (Fe, Ме)2 В і (Fe, Me) В та їх виборне легування проводять при температурі 1523-1573 К протягом 60-90 хвилин у вакуумній печі під тиском Р=10-4мм рт.ст., а кристалізацію рідинної фази у композиційному матеріалі здійснюють шляхом охолоджування разом з піччю протягом 90 хвилин. Але у цьому способові не визначені фізикохімічні фактори, які пов'язані з розпізнаванням та об'єднанням атомів у окремі групи лігандів навколо бору у процесі борирування заліза або сталі та утворення на його поверхні покриття типу (Fe, Me)2 В, а потім утворення на його основі покриття типу (Fe, Me) В без підвищення кількості бору у композиційному матеріалі. Не вказані конкретні легуючі компоненти, які треба використати, щоб досягти цієї мети та за їх допомогою встановити стан з стійким енергетичним рівнем одночасно у обох боридних сполуках у складі евтектичного сплаву. Задачею винаходу являється розкриття механізму борирування заліза із середовища рідинної фази, яку можна сформулювати з точки зору фізико-хімічних ознак. Борирування поверхонь заліза або сталі із рідинно-фазного борвмісного середовища, яким являється просочувальний сплав евтектичного складу представляє процес взаємодії атомів бору з атомами заліза, як об'єкту покриття, і компонентами, які вводять для часткового заміщення заліза або бору з метою досягнення більш високого енергетичного рівня утворюваних у евтектичнім сплаві боридних сполук. Бор у середовищі евтектики являється головним атомом, а компоненти що приєднуються до нього діють як ліганди, які вносять 93730 4 належний дольовий внесок у підтримку енергетичної стабільності цих сполук. Відповідно з задачею винаходу виникає питання, які конкретно фізико-хімічні ознаки впливають на процес борирування. Аналіз проведених експериментальних досліджень показує, що до них відносяться: - число валентних електронів легуючих компонентів, яке повинне відповідати стабільним конфігураціям атомів бору (sp3) або залізу (d5); - ефективний заряд атомів, який в умовах рідинно-фазного борирування зможе забезпечити часткове заміщення атомів бору, або заліза у боридних сполуках типу (Fe, Me)2 В, щоб підвищити якість покриття заліза та у боридних сполуках типу (Fe, Me) В, які утворюють на прошарках початкових боридних фаз, щоб також підвищити якість покриття; - сумісність кришталевої структури, у порівнянні з залізною, при переході від  - Fe до α - Fe стану; - ступень розчинення у залізі; - температура і тривалість розчинення у евтектичнім сплаві, яку мають легуючі компоненти V, Nb, Та, Сr, Мо та W; - енергетичний потенціал електронних оболонок атомів, які входять у відповідні групи лігандів; - належність у складі взаємодіючих компонентів атомів з d10 - конфігурацією, як наприклад залізо (60,9%), для утворення боридних сполук типу (Fe, Me) В; - ступень структуризації боридних сполук при утворенні евтектичних фаз; - швидкість охолоджування при кристалізації евтектичного сплаву, яка впливає на величину зерен боридних сполук та їх розташування у евтектичному сплаві, можливі три типи охолоджування: швидке, яке досягається шляхом загартування від температури рідинно-фазного стану у воду або масло; повільне (до 2 годин) та дуже повільне (812 годин), при якому утворюються феритні оторочки навкруги ділянок евтектичного сплаву. Поставлена задача досягається тим, що спосіб, який включає формування пористої матриці з порошку заліза прямим пресуванням і просочувального евтектичного сплаву з суміші порошків заліза, бору та легуючих металів у вигляді брикету, укладення брикету на поверхню матриці, сумісне нагрівання матриці та брикету до температури плавлення евтектичного сплаву, просочення ним пористої матриці, покриття відкритих поверхонь пор боридними сполуками типу (Fe,Me)2B та подальше утворення на їх основі боридних сполук типу (Fe,Me)B, де Me - легуючі метали, відрізняющійся відповідно з винаходом тим, що до складу просочувального евтектичного сплаву додають легуючі метали V, Nb, Та, Сr, Мо та W, за допомогою яких перетворюють боридні сполуки типу Fe2B на складні сполуки типу (Fe,Cr)2B, (Fe,Mo)2B та (Fe,W)2B шляхом доповнення до атомів заліза атомів легуючих металів за рахунок того, що температура їх розчинення у складі Fe2B співпадає з температурою процесу плавлення евтектичного сплаву, покривають даними сполуками відкриті поверхні пор матриці, а при досягненні температури розчинення 5 атомів легуючих металів V, Nb, Та, Мо та W у боридних сполуках типу (Fe,Me)2B проводять часткове заміщення у їх складі атомів заліза без підвищення кількості бору у евтектичнім сплаві, утворюють подвійні сполуки типу (Fe,V)B, (Fe,Nb)B, (Fe,Ta)B, (Fe,Mo)B, (Fe,W)B, або потрійні сполуки типу (Fe,V,Nb)B, (Fe,Nb,Mo)B і (Fe,Mo,W)B та розміщують їх у вигляді включень типу (Fe,Me)B в об'ємі первинного покриття (Fe,Me)2B. Експериментально встановлено, що при використанні даного способу досягаються підвищенні характеристики механічних і теплофізичних властивостей композиційних матеріалів на основі заліза. 1. Підвищується мета міцності при розтягненні композиційних матеріалів (σΒ=260-580МПа), у процесі утворення яких проводять легування боридних сполук без підвищення кількості бору у евтектичнім? сплаві. У той час, як, по мірі підвищення бору у матриці, величина міцності поступово знижується від σΒ=460-480МПа до 200-210МПа (табл.1). Без додатків бору до композиційного матеріалу, величина міцності залежить від легуючих 93730 6 компонентів, які входять до його складу. Так, наприклад, при легуванні базової системи Fe- (Fe4мас.% В) молібденом або сумісно хромом і молібденом σΒ=500-560МПа (табл.2, п.3,6), а при використанні заліза насиченого молібденом (Fe-56мас.% Мо) у складі борвмісних матеріалів для борування пористих матриць із стальних порошків заліза з вольфрамом (Fe- 2-6мас.% W) σΒ=610-750 (табл.2, п.9-11). 2. Підвищується опір абразивному зношенню композиційних матеріалів. Проведене випробовування зразків даного типу матеріалів у зрівнянні з чавуном показує, що їх стійкість дорівнює стійкості чавуну з кулевидним вуглецем (табл.3). 3. Підвищується модуль пружності композиційних матеріалів, якщо у їх складі використовують легуючі компоненти групи ванадію (V, Nb, Та) та групи хрому (Сr, Мо, W) (тaбл. 4). 4. Значно підвищуються теплофізичні властивості композиційних матеріалів у випадку борування без підвищення кількості бору в евтектичнім сплаві у зрівнянні з чавуном і сталлю (табл.5). 7 93730 8 9 93730 10 11 93730 12 13 Суть винаходу пояснюється прикладеними дериватограмами композиційних матеріалів, у складі яких застосовували легуючі метали V, Nb, Та, Сr, Мо та W, графіками розподілу елементів у складі досліджуваних композиційних матеріалів, діаграмами енергії атомних оболонок основних (заліза і бору) і легуючих компонентів і окремих композиційних матеріалів (Nb, Mo, W), мікроструктурою характерних ланок композиційних матеріалів та таблицями їх механічних і теплофізичних властивостей. Фіг.1. Діаграма зміни енергії атомних оболонок зі зростанням атомного номеру нейтральних атомів. Фіг.2. Дериватограми утворення евтектичного сплаву (Т,ТВ,ДТВ,ДТА) і його охолоджування (Т1,ТВ1,ДТВ1,ДТА1) системи Fe- (Fe- 2мас.% Nb4мас.% В. Фіг.3. Дериватограми утворення евтектичного сплаву (Τ,ΤΒ,ДТВ,ДТА) і його охолоджування (Т1,ТВ1,ДТВ1,ДТА1) системи Fe- 4мас.% Мо4мас.% В. 93730 14 Фіг.4. Дериватограми утворення композиційного матеріалу (Т,ТВ,ДТВ,ДТА) і його охолоджування (Т1,ТВ1,ДТВ1,ДТА1) системи Fe- (Fe- 8мас.% W4мас.% В). Фіг.5. Фрагменти дериваторам утворення евтектичного сплаву (Τ,ΤΒ,ДТВ,ДТА) і його охолоджування (Т1,ТВ1,ДТВ1,ДТА1) системи Fe1,5мас.% Nb- 4,5мас.% Мо- 4мас.% В та утворення композиційного матеріалу (Τ,ΤΒ,ДТВ,ДТА) і його охолоджування (Т1,ТВ1,ДТВ1,ДТА1) системи Fe(Fe- 1,5мас.% Nb- 4,5мас.% Мо- 4мас.% В), яка наведена у верхній частині листа. Фіг.6. Дериватограми нагрівання (одержаного заявленим способом) композиційного матеріалу системи Fe- (Fe- 1,5мас.% Nb- 4,5мас.% Мо4мас.% В) до температури плавлення боридних сполук евтектичного сплаву (Τ,ΤΒ, ДТВ, ДТА) і послідуюче його охолоджування (Τ1,ΤΒ1,ДТВ1,ДТА1) і, таким чином, визначення термічної стійкості даної композиції. Фіг.7. Графік розподілу елементів у композиційнім матеріалі системи Fe- (Fe - 4мас.% В) і його мікроструктура: 1- у поглинутих електронах 15 (х1000); 2- у електроннім висвітленні (х13300); 3-6 - у світлових променях (х500). Фіг.8. Графік розподілу елементів у композиційному матеріалі системи Fe- (Fe- 3,5мас.% Мо4мас.% В) і його мікроструктура: 1 - у поглинутих електронах (х1000); 2 - у електроннім висвітленні (х13300). Фіг.9. Графік розподілу елементів у композиційнім матеріалі системи Fe- (Fe- 8мас.% W4мас.% В) і його мікроструктура: 1 - у поглинутих електронах (х1000); 3-5 - у світлових променях, де 3(х400), 4(х500), 5(х320); 2,6- у електроннім висвітленні (х13300). Фіг.10. Графік розподілу елементів у композиційному матеріалі системи Fe- (Fe- 1,5мас.% Nb4,5мас.% Мо- 4мас.% В) і його мікроструктура: 1,2у поглинутих електронах (х1000), де зображення окремих включень боридної фази (Fe,Me)B показані уздовж і поперек ростків цих включень. Фіг.11. Графік розподілу елементів у композиційнім матеріалі системи Fe- (Fe- 2мас.% ВД22мас.% 1 3мас.% ХрБ2- 3мас.% Мо2- 4мас.% В) і його мікроструктура: 1 - у електроннім висвітленні (х13300); 2(V) та 3(Сr) - у рентгеновім висвітленні (х1000); 4 - у поглинутих електронах (х1000). Легуючі компоненти ванадію, ніобію, хрому та молібдену застосовували у складі порошків феросплавів, де літери вказують назви феросплавів, а цифри - їх клас за ГОСТами металургійної промисловості (див. посібник «Феросплави»). Фіг.12. Мікроструктура композиційного матеріалу системи Fe- (Fe-6мас.% VB2): 1-3 - у світлових променях (х500). Фото збільшені у 2 рази. Фіг.13. Мікроструктура композиційного матеріалу системи Fe- (Fe-10мас.% NbB2): 1 - у світлових променях (х500); 2,3- у електроннім висвітленні (х13300). Фото збільшені у 2 рази. Фіг.14. Мікроструктура композиційного матеріалу системи Fe- (Fe-9мас.% ТаВ2): 1-3 - у світлових променях (х500). Фото збільшені у 2 рази. Фіг.15. Мікроструктура композиційного матеріалу системи Fe- (Fe-5мас.% СrВ2): 1- у світлових променях (х320); 2,3- у електроннім висвітленні (х13300). Фото збільшені у 2 рази. Фіг.16. Мікроструктура композійного матеріалу системи Fe- (Fe-9мас.% Мо2В5): 1,2 - у світлових променях (х500): 3 - у електроннім висвітленні (х13300). Фото збільшені у 2 рази. Фіг.17. Мікроструктура композиційного матеріалу системи Fe- (Fe-14мас.% W2B5): 1 - у світлових променях (х400); 2 - у поглинутих електронах (х1000 - у електроннім висвітленні (х13300).Фото збільшені у 2 рази. Фіг.18. Мікроструктура композиційних матеріалів систем: 1 - (Fe-12мас.% ПХ18Н9Т)-(Fe- 6мас.% Мо- 4мас.% В) - у світлових променях (х500) після швидкого загартування від температури рідиннофазного стану у воду зі збільшеним фото у 2 рази; 2 - Сталь 08Х20Н10Г6 (голки)-(Fе- 1,5мас.% Nb4,5мас.% Мо- 4мас.% В) - у світлових променях (х500) зі збільшеним фото у 2 рази, де зображенні ланки евтектичного сплаву з розподілом його об'єму на окремі боридні фази типу (Fe,Me)2B і (Fe,Me)B (темна фаза); 3,4 - Fe- (Fe- 4мас.% В) у 93730 16 світлових променях (х320) після дуже повільного охолоджування (12 годин). Фіг.19. Діаграма залежності міцності та пластичності композиційних матеріалів від кількості у складі їх евтектичних сплавів легуючих компонентів ніобію, молібдену та вольфраму: 1 - Fe- (Fe0...5мас.% Nb-4мас.% В); 2 - Fe- (Fe- 0...9мас.% Мо- 4мас.% В); 3 - Fe- (Fe- 0... 12мас.% W-4мас.% В)(Р=500МПа, Т=1573 К - у вакуумі, t - 1,5 години). Проведений комплексний аналіз технологічних та фізико-хімічних процесів одержання композиційних матеріалів легуванням бором та металами із борвмісного середовища евтектичного складу показав (табл.2-9), що у якості легуючих компонентів для часткового заміщення заліза у боридних сполуках базової системи Fe- (Fe- 4мас.% В) можна застосувати групи компонентів 3-4 періодів таблиці Д.І. Менделєєва: V, Nb, Та і Сr, Мо, W (табл.7), у яких сумісність кристалічної структури зі структурою заліза співпадає після переходу від  Fe до α- Fe стану (табл.8). Ніякі інші компоненти, як видно з табл.8, не відповідають цьому показнику. Окрім того, вказані легуючі компоненти, мають більшу величину енергії оболонок валентних електронів (Фіг.1), чим залізо, без чого заміщення ними заліза було б неможливим. Серед вказаних легуючих компонентів найбільший енергетичний потенціал мають ніобій і молібден, а також значно більший ефективний заряд атомів, чим у заліза. При утворенні раціональної електронної структури боридних сполук враховували також конфігурації їх компонентів. Так, легуючі компоненти Та і W мають дуже близькі величини енергії оболонок валентних електронів, але відрізняються між собою по числу валентних електронів. Ця різниця впливає на твердість евтектичного сплаву. Експериментально встановлено, що евтектика, в якій міститься тантал, має у 1,5 рази більшу твердість (70 HRC), чим залізо-вольфрамова (50 НКС)(див. 6 табл.2, п.5 та 7) завдяки тому, що W (ds ) має більшу на один валентний електрон величину, чим Та (ds5). По цій причині, при утворенні боридних сполук типу (Fe,W)B, один із валентних електронів заліза не бере участі у хімічнім зв'язку компонентів, у той час, як тантал сумісно з залізом приєднується до бору усіма 5-ю своїми валентними електронами, так як d5 - конфігурація, у зрівняні з іншими конфігураціями, має найбільшу енергетичну стабільність (Андреев С.Н., Смирнова М.Ф. Строение електронних оболочек атомов. Теория химической святи. - Л.: Изд-во Ленингр. ун-та, 1974. - 70с). На те, що тантал, ванадій і ніобій утворюють у сполуках з металами d5- конфігурацію, вказують багато хіміків (Григорович В.К. Электронное строение и термодинамика сплавов железа. - М.: Наука, 1970. - С.70-72). Електронне рівняння заліза з танталом і бором має вид До бору, відповідно з вказаним рівнянням, можна приєднати ще один атом танталу (Фіг.14, п.12) за допомогою донорно-акцепторного механізму 17 при необхідності надання даному сполученню властивості інертності. На вказаній фігурі (п.1) видно границю розподілу між ланками, де боридна фаза містить один і два атоми танталу і її відсутність (п.2), коли у сполученні два атома танталу. Можна додати до складу цього сполучення ніобій або ванадій. На Фіг.11 показано, що ванадій і ніобій утворюють окреме боридне сполучення типу (Fe,V,Nb)B. Як видно з даного графіку, більша частина атомів ніобію утворює з залізом і молібденом ще одне боридне сполучення цього типу, до якого ванадій не входить. Крива ванадію повернута у протилежну сторону від кривих боридного сполучення типу (Fe, Nb, Мо)В. Вказані особливості легування металами розкривають широкі можливості даного процесу. У складі евтектичного сплаву, як середовища, за допомогою якого проводять борирування з одночасним легуванням боридних сполук металами має значення те, у якому стані знаходяться їх атоми (табл.6, 9)- у складі сплавів, хімічних сполук або ж технічно чистих порошків. Експериментально підтверджена висока ефективність застосування у складі евтектики порошків феросплавів (А.с. СССР №587172. МК С22С 380. Сплав на основе железа, Черниенко В.В., Машков А.К., Гурдин В.И., Поляков Е.П. - Бюл. №1 от 05.01.1978). Даний спосіб може бути корисним для утворення композиційних матеріалів, які містять порошки одержані передчасним легуванням заліза, наприклад, молібденом або вольфрамом (див. табл.2, п.9-11), застосовувати заміст залізної матриці стальні блоки з голок (див. табл.2, п.12) або пластин. З метою визначення достовірності процесів одержання композиційних матеріалів легуванням бором та металами проводили диференційнотермічний, гравітаційно-метричний (Фіг.2-6) та мікрорентгеноспектральний (Фіг.12-18) аналізи. Вплив кількісних характеристик легуючих компонентів на механічні властивості композиційних матеріалів уточнювали з допомогою діаграм (Фіг.19). На Фіг.1 наведена діаграма зміни енергії оболонок зі зростанням атомного номеру нейтральних атомів, з якого видно, що ванадій і хром мають трохи більшу енергію оболонок валентних електронів, чим залізо, а самий високій потенціал мають ніобій і молібден, що дає змогу бути самими активними борвмісними компонентами. На Фіг.2 приведені дериватограми утворення евтектичного сплаву залізо-ніобій-бор (Τ,ΤΒ,ДТВ,ДТА) і його охолоджування (Т1,ТВ1,ДТВ1,ДТА1), у якій за рахунок часткового заміщення заліза ніобієм легування проходить без підвищення кількості бору у данім сплаві. Серед активних борвмісних компонентів ніобій має самий високий енергетичний потенціал оболонок (див. Фіг.1). Він разом з залізом приєднується до атомів бору при утворенні сполук типу (Fe,Me)B. Структуризація евтектичного сплаву з розчиненням у ньому ніобію протікає в інтервалі температур 14731553 К. При охолоджуванні евтектики у процесі кристалізації на кривій ентальпії (ДТА1) виникає відображення двох піків екзотермічної реакції, які 93730 18 вказують про наявність у евтектиці двох типів боридних сполук (Fe,Me)2B та (Fe,Me)B. При цьому утворення даного типу сполу досягається не за рахунок підвищення кількості бору у евтектиці, а завдяки частковому заміщенню заліза ніобієм при утворенні цих боридних сполук. Слід також відзначити, що при утворенні композиційних матеріалів потреба вмісту ніобію значно менша, чим молібдену і вольфраму (Фіг.19). На Фіг.3 приведені дериватограми утворення і охолоджування (позначення реакцій такі ж, як на Фіг.2) евтектичного сплаву залізо-молібден-бор. Молібден, завдяки більшому, чим у ніобію, ефективному заряду атомів, активніше приєднується до атомів бору. Евтектичний сплав цієї системи утворюється у інтервалі температур 13831493 К, але його розчинення і утворення боридних сполук типу (Fe,Me)B здійснюється при температурі 1493-1553 К. При охолоджуванні евтектики також має місце утворення двох піків екзотермічної реакції, які вказують на присутність у евтектиці двох типів, вказаних вище, боридних фаз без зміни вмісту бору в евтектиці. На Фіг.4 приведені дериватограми утворення і охолоджування композиційного матеріалу (позначення реакцій такі ж, як на Фіг.2) системи Fe- (Fe8мас.% W- 4мас.% В), з якої видно, що утворення боридних сполук типу (Fe,Me)B протікає в інтервалі температур 1513-1593 К. Це підтверджується значним виділенням тепла. На Фіг.5 приведені фрагменти дериватограм утворення евтектичного сплаву і композиційного матеріалу (позначення реакцій такі ж, як на Фіг.2) системи Fe- (Fe- 1,5мас.% Nb- 4,5мас.% Mo4мас.% В). У цій системі утворення боридних сполук типу (Fe,Me)B проходить в інтервалі температур 1533-1613 К з піком утворення потрійного боридного сполучення типу (Fe,Nb,Mo)B при температурі 1588 К. На Фіг.6 наведені дериватограми нагрівання композиційного матеріалу системи Fe- (Fe1,5мас.% Nb- 4,5мас.% Mo- 4мас.% В, одержаного даним способом, до температури плавлення боридних сполук евтектичного сплаву і послідуючого його охолоджування, які вказують на температурну стійкість боридних фаз з плавленням фази типу (Fe,Me)2B при Т=1613 К, а типу (Fe,Me)B - при Т=1713 К. У цій системі дуже чітко відображені піки екзотермічної реакції обох типів боридних сполук. На Фіг.7. приведений графік розподілу компонентів у композиційному матеріалі системи Fe(Fe- 4мас.% В) та мікроструктура характерних ділянок його евтектичного сплаву яку досліджували у поглинутих електронах (п.1), у електроннім висвітленні (п.2) та у світлових променях (п.п.3-6). На ділянках (п.п. 3-4), що має місце утворення в об'ємі евтектики окремих боридних включень. У випадку підвищення вмісту бору до 1мас.%, який додають у матрицю, значно зростає твердість евтектики (п.5), а при підвищенні до 6мас.% бору у матриці в об'ємі евтектичного сплаву утворюються ділянки з боридними сполуками типу (Fe,Me)B, за рахунок чого, як показано у табл.1, знижується міцність композиційного матеріалу у два рази. У заявленім способі цей недолік вдалось повністю 19 виправити за рахунок легування евтектики металами, а не підвищенням вмісту бору (табл.2). На Фіг.8 наведений графік розподілу елементів у композиційному матеріалі системи Fe- (Fe3,5мас.% Mo- 4мас.% В) та його мікроструктура, яка представлена відображеннями зразків шліфів з розділеними ділянками евтектики у поперечнім напрямку , що дало змогу показати у зрізі стержневі включення боридної фази типу (Fe,Me)B у поглинутих електронах (п.1) і в електроннім висвітленні (п.2) (див. темні зрізи включень). На Фіг.9 наведений графік розподілу елементів у композиційнім матеріалі системи Fe- (Fe8мас.% W- 4мас.% В) та його мікроструктура з загальним видом ділянок евтектики (п.п.1-4,6, після випробовування матеріалу на термічну стійкість при Т=1073 К упродовж 6 годин (п.4) та ланки евтектики з окремими включеннями боридних фаз (п.5) типу (Fe,Me)2B та (Fe,Me)B (див. ланки без суміші фаз). Утворення двох типів фаз пов'язано з тим, що у складі евтектики, яка містить 8мас.% вольфраму, одна частина його атомів (4,9мас.%) приєднується до бору у сполуках типу (Fe,W)2B, a друга частина (6,9мас.%) до бору у сполуках типу (Fe,W)B. На Фіг.10 приведений графік розподілу елементів у композиційнім матеріалі системи Fe- (Fe1,5% Nb- 4,5% Mo- 4% В) та його мікроструктура. У цій системі зразки матеріалів розрізані таким чином, щоб було видно утворення боридної фази типу (Fe,Me)B уздовж (п.1) та поперек (п.2) стержневих включень цієї фази. На Фіг.11 приведений графік розподілу елементів у композиційнім матеріалі системи Fe- (Fe2мас.% ВД2- 2мас.% Нб1- 3мас.% ХрБ2- 3мас.% Мо2- 4мас.% В) та його мікроструктура. У цій системі легуючі компоненти застосовували у складі порошків феросплавів ванадію (ВД2), ніобію (Нб1), хрому безвуглецевого (ХрБ2) та молібдену (Мо2). Цифри вказують клас феросплаву. Чим менша цифра, тим менший вміст суміші сірки, фосфору і т.інш., які не впливають на механічні властивості композиційного матеріалу у зрівнянні з системами, де застосовували технічно «чисті» порошки цих металів (див. табл.4, п.5-6 і табл.9). Як видно з графіку, ванадій не входить до складу бориду сумісно з молібденом, а утворює з залізом, бором і невеликою частиною ніобію окреме боридне сполучення даного типу (Fe,Me)B. Ділянка з таким включенням (у поглинутих електронах) показана (див. включення темного кольору) на лівій стороні боридної фази (п.4). У рентгеновому висвітленні (п.2-3) це включення зливається з фоном феритної ланки. Теж саме у електроннім висвітленні (п.1). На Фіг.12-17 наведена мікроструктура характерних ділянок евтектики, до якої додавали легуючі компоненти у складі боридних сполук VB2 (Фіг.12), NbВ2(Фіг.13), ТаВ2(Фіг.14), СrВ2 (Фіг.15)Мо2В5 (Фіг.16) та W2B5 (Фіг.17). Всі вони розчиняються у відповідних евтектичних сплавах за рахунок того, що бору енергетично вигідно з'єднатися з залізом, щоб утворити більш стабільні конфігурації на основі заліза типу (Fe,Me)2B та (Fe,Me)B. Застосування боридних сполук вигідне 93730 20 тим, що їх металічні складові проходять суттєву очистку, перед тим, як їх з'єднують з бором. Це важливо при дослідженні їх впливу на утворення боридних сполук, а в практичних цілях раціональніше застосовувати феросплави, які на порядок дешевші, чим технічно чисті порошки. На Фіг.18 наведена мікроструктура композиційних матеріалів після швидкого загартування від температури рідинно-фазного стану у воду (п.1), після повільного (до 2 годин) (п.2) та дуже повільного (п.3) охолодження евтектичного сплаву. Ці приклади приведені для того, щоб показати, що при зміні швидкості кристалізації евтектичного сплаву у залізній матриці можна получити структуру з дуже тонкими стержнями (п.1), розмежувати боридні фази поміж собою (п.2), а також утворити навколо ділянок евтектики м'які феритні прошарки (п.п.3-4). На Фіг.19 наведена діаграма залежності міцності та пластичності композиційних матеріалів, які одержали даним способом, від кількості у їх складі легуючих компонентів. Як видно з діаграми, найвищі показники міцності досягаються при 3мас.% ніобію, 6мас.% молібдену і 8мас.% вольфраму, а пластичність знижується по мірі підвищення вмісту цих компонентів у евтектичнім сплаві композицій. Експериментально встановлено, що для легування залізоборидних сполук металами (V, Nb, Та, Cr, Mo, W) можна використовувати різні промислові порошки (див. табл.1-9). При цьому немає різниці у яких складових композиційного матеріалу знаходяться легуючі компоненти. Вони можуть бути, як у складі евтектики, так і в складі матриці, так як у присутності рідинної фази у композиції, вона частково розчиняє каркасну поверхню матриці і присутні в цих прошарках легуючі компоненти доповнюють своїми атомами твердий розчин евтектичного сплаву. Як видно з табл.. 6, п.4 утворення евтектики продовжується 10-12 хвилин. Але з них лише 4 хвилини займає екзотермічна реакція часткового розчинення поверхні матриці в евтектиці (див. Фіг.5, у верхній частині листа). Кількість бору у композиційних матеріалах складає 0,7-0,9мас.% (А.с. СССР №513112. Спеченный композиционный материал на основе железа, Черниенко В.В., Машков А.К., Радомысельский И.Д., Негода Г.П. - Бюл. №17 от 31.05.1976). Таким чином, даний спосіб відкриває широкі можливості для підвищення механічних та теплофізичних властивостей композиційних матеріалів на основі заліза без зміни вмісту бору (4мас.%) у евтектичнім сплаві та, крім того, він відкриває раніше невідомі явища та властивості з встановленням фізико-хімічних ознак приєднання легуючих компонентів до бору, серед яких до головних відносяться: відповідність числа валентних електронів атомів легуючих компонентів атомам заліза або бору, ефективний заряд атомів взаємодіючих компонентів та рівень енергії оболонок валентних електронів легуючих компонентів, у зрівнянні з основними компонентами, які вони частково заміщують при утворенні боридних сполук типу (Fe,Me)2B і (Fe,Me)B. Даний спосіб має ще одну важливу особливість, яка заключається у тім, що всі складові композиційного матеріалу (матриця, 21 евтектичний сплав і обидва типи боридних сполук) утворюються на основі заліза, що сприяє досяг 93730 22 ненню тісного хімічного зв'язку між ними. 23 93730 24 25 93730 26 27 93730 28 29 93730 30 31 93730 32 33 93730 34 35 93730 36 37 93730 38 39 93730 40 41 93730 42 43 93730 44 45 93730 46 47 93730 48 49 93730 50 51 93730 52 53 93730 54 55 93730 56 57 Комп’ютерна верстка Т. Чепелева 93730 Підписне 58 Тираж 23 прим. Міністерство освіти і науки України Державний департамент інтелектуальної власності, вул. Урицького, 45, м. Київ, МСП, 03680, Україна ДП “Український інститут промислової власності”, вул. Глазунова, 1, м. Київ – 42, 01601