Наукові засади формування на сплавах заліза композиційних металокарбідних шарів зі стабільними структурами та підвищеними триботехнічними характеристиками

Предмет дослідження. Поверхневі шари та покриття триботехнічного призначення на залізовуглецевих сплавах.

Методи дослідження. В дисертаційній роботі використані результати, які отримані:

- методами термічного аналізу процесів формування композиційних матеріалів і покриттів із застосуванням екзотермічних ефектів на спеціальних установках для підігріву прямим пропусканням електричного струму, СВЧ, в печах;

- експериментальне дослідження процесів інверсії несприятливих структур вибілених залізовуглецевих сплавів під впливом легування та вібраційної обробки тиском виконувалось на спеціальних вібростендах;

- дослідження структури, хімічного і фазового складу та твердості синтезованих матеріалів і покриттів виконувалось металографічним, рентгенофазовим, атомно-абсорбційно спектрофотометричним, а також дюрометричним методами;

- пошук сприятливих структур та термодинамічний аналіз процесів формування матеріалів і покриттів виконувався методом математичного та імітаційного моделювання систем з використанням пакетів MathCad, Exсel, розроблених програм на мовах Pascal і Visual Basic при залученні апарату геометричної термодинаміки багатокомпонентних систем;

- трибологічні дослідження виконувались на машині тертя СМЦ-2 та спеціально розроблених стендах;

- високотемпературні дослідження виконані на установці ИМАШ 20-78;

експлуатаційні властивості композиційних матеріалів та покриттів, використаних в процесах підвищення зносостійкості та відновлення деталей, досліджувались шляхом систематичних обмірювань під час технічного обслуговування та поточних ремонтів машин, для яких застосовані результати даних досліджень.

Наукова новизна отриманих результатів.

У вступі розкрито суть і стан наукової проблеми, обґрунтована її актуальність, сформульовані мета і задачі досліджень, а також визначені новизна і практична цінність отриманих результатів.

В першому розділі проаналізований стан справ і охарактеризовані досягнення у вирішенні проблеми підвищення довговічності деталей в умовах інтенсивного зношування шляхом створення поверхні або нанесення покриттів з композиційною структурою.

Використання для одержання композиційних матеріалів екзотермічних сумішей дозволяє проводити технологічний процес з меншими енерговитратами, скорочувати час та технологічний цикл формування покриття з визначеними властивостями. Розглянуті основи фізико-хімічних процесів взаємодії в шихті та структуроутворення при формуванні сплавів-продуктів синтезу, відомі методи їх теоретичного та експериментального дослідження, можливість одержання сплавів з евтектичною структурою, які характеризуються високою зносостійкістю. Проаналізовані існуючі моделі і методики розрахунку параметрів екзотермічних процесів та показано їх непридатність для вирішення поставленої проблеми. Сформульовані задачі роботи.

Другий розділ присвячений теоретичному дослідженню проблем стабільності металокарбідних композиційних матеріалів методами термодинамічного аналізу. З цієї точки зору стабільною вважається система, вільна енергія всіх фаз якої збалансована і відповідає правилу "натягнутої нитки". Накопичення та перерозподіл співвідношення енергії фаз відбувається за рахунок потоків енергії та маси, які матеріал сприймає і передає, накопичує або розсіює в експлуатації. Для збереження фазової стабільності необхідно, щоб зберігався баланс між енергією, що надходить в систему, і енергією, що розсіюється, та баланс вільної енергії окремих фаз. Виконано аналіз основних механізмів накопичення та розсіювання енергії матеріалом. До них віднесені: фазові перетворення; механізми виникнення, переміщення, взаємодії, анігіляції дислокацій, створення дислокаційних полів і відповідної субструктури; взаємодії дислокацій з включеннями; механізми неперервного та дискретного розшарувань; механізми процесів утворення та розпаду карбідів (карбідизація та графітизація) та вплив на ці процеси легування.

Аналіз умов виникнення вакансій, дислокацій та їх переміщення, їх енергетичний вклад у зміну вільної енергії системи, дисперсійне зміцнення композиційного матеріалу, його демпфуюча здатність та пластичність значною мірою залежать від взаємодії включень з матрицею та дислокаціями. Субструктура та напруги, що виникають в результаті цієї взаємодії, інколи поліпшують характеристики міцності матеріалу, але концентрація напруги на границях поділу матриця-включення може створити умови для зародження і розвитку тріщин. Розглядаючи включення у вигляді циліндрів з довжиною, яка значно більша його радіуса (рис.1), та використавши тензорний підхід, знайдено вирази для визначення напруження його взаємодії з лінійними дислокаціями.

Під впливом створеної в результаті взаємодії напруження дислокації та включення взаємно переміщуються зі швидкістю, яку можна оцінити за виразом:

= , (1)

де ^м - модуль зсуву, - кут між напрямом вектора Бюргерса дислокації та напрямом вибраної осі, ^м - коефіцієнт Пуассона для матриці, = 3 - 4^м, D_S - коефіцієнт пограничної дифузії, c - відстань від дислокації до осі включення.

Для композиційних покриттів такий механізм взаємодії дозволяє значно збільшити релаксацію напруги за рахунок виконання елементарних актів роботи по переміщенню складових структури.

Іншим практичним застосуванням установленого явища "розчинення" дислокаціями стопорів, якими є тверді включення композиційного матеріалу, може бути інверсія несприятливих для пар тертя структур з суцільними сітками твердих карбідів (наприклад, ледебуритна сітка у білому чавуні, по якій розвиваються тріщини крихкого руйнування). Інтенсивно генеруючи дислокації та створюючи умови для їх переміщення, можливо розчинити тонкі ділянки цієї сітки, перетворивши її у дисперсні зносостійкі включення, а структуру зробити більш сприятливою для роботи в умовах тертя.

Не менш важливе значення для забезпечення стабільності структури композиційного матеріалу відіграє матриця (зв'язка). З цієї точки зору до неї висуваються вимоги доброї адгезії з включеннями, однакової або близької активності дифузійно-рухомих компонентів у зв'язці та твердих включеннях, висока релаксаційна здатність по відношенню до внутрішнього напруження, викликаного термічними полями та дією зовнішніх сил, відсутності незворотних несприятливих процесів.

Методами термодинамічного аналізу із застосуванням теорії регулярних розчинів показано, що при високих тисках, які можуть бути викликані експлуатаційними факторами, термічними напруженнями або фазовими перетвореннями, у системах Fe-Cr та Fe-Ni на кривій залежності вільної енергії від концентрації компонентів з'являються куполи розшарування (бінодалі). Наявність бінодалі свідчить про можливість самовільного безперервного розшарування відповідних твердих розчинів на окремі фази. Реальні матриці композиційних матеріалів та покриттів є багатокомпонентними розчинами, для яких доцільно при аналізі стійкості твердого розчину до розшарування використовувати функції концентраційної залежності вільної енергії системи з застосуванням параметрів взаємодії Вагнера. Умова існування такої області концентрацій записується у вигляді:

, (2)

де і відповідно параметри взаємодії першого, другого та третього порядку, X₂ - концентрація другого компонента.

Неперервне розшарування можливе не тільки у твердих розчинах матриці, але і у системі матриця-карбід. Зокрема для системи аустеніт-цементит показана можливість такого розшарування (рис.2).

Природними композитами, які знайшли широке застосування як для зносостійких пар тертя, так і для робочих органів машин (лемеші плугів, лапи культиваторів, ножі дорожніх машин тощо) є залізовуглецеві сплави. Найдешевшим, твердим, зносостійким компонентом цих сплавів є цементит, який метастабільний.

В роботі запропоновано визначення впливу легувальних елементів на зміну запасу стабільності системи, зокрема, системи Fe-C. Для потрійних та четверних сплавів на основі даних про коефіцієнти розподілу легувальних компонентів i в ізотермічних перерізах діаграм стану між твердим аустенітом та рідкою евтектикою , між цементитом і аустенітом під час кристалізації запропонована методика визначення їх впливу на стабілізацію системи. Індекси S та M відносяться до стабільних та метастабільних систем, E - під час евтектичних перетворень. Розрахунки показали, що до "стабілізаторів" карбідів заліза відносяться хром, марганець, молібден, вольфрам, титан, азот, бор, а до елементів, що сприяють графітизації - кремній, нікель, кобальт, мідь, алюміній (табл.1). Такий ряд повністю корелює з параметром К=K^S - K^M розподілення легувального елементу в стабільній та метастабільній системах ізотермічних перерізів діаграм стану. Отже, параметр К може бути рекомендованим, як критерій для визначення впливу легувальних елементів на стабільність карбідної фази в металокарбідних покриттях.

Таблиця 1. Рівноважні коефіцієнти розподілення і фактори, що впливають на стабільність карбідів (графітизацію)

Важливу роль у дифузійних процесах обміну між карбідами та матрицею відіграє міжфазна границя поділу. У роботі показано, що значну роль у стабільності системи можуть відігравати легувальні компоненти, які мають обмежену розчинність як у карбідах, так і у матриці. Під час кристалізації або під впливом потоків енергії від експлуатаційних факторів такі хімічні елементи ліквують та накопичуються на границях поділу. Подальше зниження температури може викликати не тільки подальше накопичення цього компоненту у лікватах, але і зворотний процес (висхідну дифузію), утворення нових фаз та зміну запасу стабільності системи. Висхідна дифузія створює навколо фази, яка приймає елемент, зону з його дефіцитом, що є бар'єром для подальшої дифузії.

Характерними прикладами таких структур є утворення феритної оболонки навколо кулястого графіту під час кристалізації чавуну, аналогічна зневуглецьована оболонка навколо зерен карбідів під час карбідизації відповідних металів в умовах дефіциту вуглецю. Зокрема для металокарбідних композитів на границях поділу може бути створений енергетичний бар'єр для дифузії вуглецю, що підвищує стабільність карбідів. Ця ж ідея фактично може бути реалізована при плакуванні порошків твердих сполук в порошковій металургії, при нанесенні підшарку на підкладку перед напилюванням покриття. У цьому випадку ефект досягається не тільки за рахунок підвищення адгезії покриття до підкладки, але і підвищенням запасу стабільності системи. Можна стверджувати, що такий механізм є дуже важливим як з точки зору управління стабільністю системи, так і з точки зору самоорганізації гетерогенних структур.

На основі проведених досліджень сформульовані загальні наукові засади забезпечення термодинамічної стабільності металокарбідних композиційних матеріалів та покриттів:

необхідний рівень енергетичної стабільності системи визначається умовами експлуатації і може контролюватися такою зміною метастабільного стану, який супроводжується зміною дисипативних структур (дислокаційної субструктури, розшаруванням фаз, перебудовою гратки, зворотними процесами розчинення та виділення тощо);

стабільність структурного стану композиційного матеріалу коректно характеризувати відношенням висоти енергетичного бар'єру, у рамках якого існує дана структура, до висоти гіпотетичного бар'єру, який здатна подолати система в заданих умовах експлуатації;

термодинамічна активність компонентів у сусідніх фазах повинна мати близькі значення або бути рівною;

стабільність композиційного матеріалу можна підвищити створенням навколо включень спеціальних зон, що контролюють дифузію вуглецю та інших елементів;

в процесі експлуатації необхідно створювати умови для самоорганізації структурних складових композиційного матеріалу, тобто вплив зовнішнього середовища повинен компенсовуватись адекватними змінами дисипативних структур.

Висновки про якість матеріалу за показником стабільності можливо робити лише з урахуванням середовища експлуатації та службового призначення матеріалу як підсистеми машини, що сприймає, передає та розсіює потоки енергії певної потужності.

У третьому розділі досліджуються особливості розповсюдження тепла та формування нестаціонарних термічних полів і напружень у композиційних матеріалах покриттів від джерел, збуджених тертям чи іншими факторами. В процесі експлуатації в умовах тертя виникають теплові та силові потоки, які в умовах гетерогенності композиційних металокарбідних покриттів суттєво неоднорідні. Для оцінки цієї неоднорідності за температурами та напруженнями, а також впливу складу, розмірів і фізико-механічних властивостей структурних складових композиту, виконано імітаційне моделювання та дослідження. З цією метою розроблена математична модель та алгоритми імітаційного дослідження на ПЕОМ. Детально досліджені композиційні матеріали з евтектичною структурою та з дисперсним зміцненням і металевою матрицею.

На рис.3 схематично зображено матеріал у вигляді шаруватої композиції. Основою (підкладкою) матеріалу виступає традиційна конструкційна сталь або чавун. На рисунку вона представлена одним шаром. Приймаємо для даного дослідження, що підкладка по всьому об'єму гомогенна та ізотропна. Нанесене покриття умовно ділимо на п шарів таким чином, щоб товщина кожного з них відповідала розміру твердих включень. В залежності від технології формування композиційного покриття, перехідна зона між покриттям та підкладкою може мати широкий діапазон структур, фізико-хімічних та теплотехнічних властивостей, які адекватно моделюються.

Покриття із дисперсно-зміцненою структурою змодельоване у відповідності зі схемою, методом випадкового заповнення матриці включеннями кубічної форми, а їх розміри лежать у деякому діапазоні від мінімального до максимального, кратного чотирьом найменшим, з можливістю задавання їх кількісного співвідношення.

При розробці математичної моделі сприйняття композиційним матеріалом температурних навантажень були прийняті такі припущення:

форма включень та їх розміри усереднені у певному діапазоні;

склад та властивості матриці (зв'язки) постійні у всьому об'ємі покриття;

дифузійний обмін із зовнішнім середовищем відсутній;

покриття за товщиною розбиваємо на п шарів з заданою товщиною та концентрацією включень;

товщина покриття перевищує (дорівнює) найбільший розмір включень;

перехідна зона представлена у вигляді декількох шарів з властивостями, що змінюються від покриття до підкладки за певним законом;

локальна концентрація включень змінюється випадково;

теплотехнічні властивості підкладки постійні у всьому об'ємі;

джерелом тепла є тертя у фрикційному контакті.

Для розв'язання поставлених задач моделювання складного композиційного матеріалу використовуємо метод скінчених елементів. Розглядаємо температуру t довільного елемента х_і,j,k, вирізаного з об'єму матеріалу. Припускаючи, що точки зв'язані між собою температурними стержнями, й використовуючи рівняння Фур'є та інтегральні перетворення, отримуємо різницеві відношення, які описують зміну температури точки в залежності від параметрів матеріалу для одновимірної задачі:

, (3)

де - коефіцієнт, який визначає теплоінерційність; - поточний час процесу, с_p - питома теплоємність матеріалу, - густина матеріалу, h_x - розмір елементарної представницької комірки вздовж осі Ox.

Позначимо . За умови, що

. (4)

За умови, що

. (5)

Для тривимірної задачі умови (4) і (5) теж справедливі, але в даному випадку маємо умову рівноваги .

Математична модель тривимірного тіла складається із 3N виразів (4) і (5), де N - кількість елементарних комірок тіла. Послідовно визначаючи температуру кожної точки в часі, отримуємо загальну картину температурного поля в просторово-часовій системі координат композиційного матеріалу. Результати розрахунків формуються у багатовимірні масиви, за якими будуються просторові поля температур та за системою рівнянь (6) поля термічних напружень

; ;

; (6)

;

;

,

де _x, _y, _z нормальні напруження в напрямках X, Y, Z;

_{xy yz zx} дотичні напруження в площадках XY, YZ, ZX;

_x, _y, _z відносні деформації комірки в напрямках X, Y, Z;

_xy, _yz, _zx відносний зсув комірки в площадках XY, YZ, ZX;

E модуль пружності;

коефіцієнт лінійного теплового розширення;

коефіцієнт Пуассона;

модуль зсуву.

Інтенсивність напружень в елементарній комірці знаходиться за формулою:

. (7)

На рис. 5,а,в представлені термічні поля в різних за глибиною шарах покриття у момент часу, що відповідає закінченню проходження контртілом усієї досліджуваної ділянки. У цей момент весь поверхневий шар нагрітий від енергії, виділеної тертям, а глибші шари внаслідок теплоінерційності та розсіювання тепла нагріті значно менше. Крім того, спостерігаються великі перепади миттєвих температур між матрицею та включеннями, які зумовлені значною неоднорідністю їх теплофізичних властивостей. Ця неоднорідність температурних полів по поверхні (у площині XY) та між шарами по глибині Z, а також різні значення коефіцієнтів термічного розширення викликають значні термічні напруження в композиційних матеріалах покриттів. Приклад полів термічних напружень показано на рис.5,б,г. Для визначення впливу параметрів структури та складу покриття, властивостей перехідної зони та підкладки на напружений стан матеріалу, проведено цикл відповідних досліджень, результати яких показані на рис.6-7 та зведені у таблицю 2.

Таблиця 2. Статистичні характеристики полів термічних напружень композиційних поверхневих шарів, зміцнених дисперсними карбідами у металевій матриці на основі заліза для розмірів комірок r = 0,025 мм

Узагальнення отриманого результату дозволяє зробити висновки про суттєву неоднорідність по всіх координатах нестаціонарних теплових полів, викликаних у композиційних покриттях процесами тертя. Конфігурація цих полів зумовлена гетерогенністю структури, теплофізичними властивостями композиту та динамікою процесу тертя. Параметри структури та її склад мають значний вплив на статистичні характеристики цих полів.

Розроблена імітаційна модель дозволила виявити, що в композиційних матеріалах під впливом температурних полів виникають поля термічних напружень зі значними перепадами, які залежать від неоднорідності фізико-механічних властивостей композиційного матеріалу. Оптимальність структури залежить як від властивостей та взаємодії фаз, так і від умов експлуатації тому, що під впливом неоднорідних полів температур та напружень, досягнута при виготовленні метастабільність матеріалів порушується. У поверхневих шарах генерується значна кількість дислокацій, відбувається формування відповідних субструктур та самоорганізація структури, що зумовлює значною мірою реалізацію механізму припрацювання. Найбільш навантаженою ділянкою композиційного матеріалу покриття є перехідні зони між покриттям та підкладкою, між покриттям та зовнішнім середовищем (контртілом), між включеннями та матрицею. Виражений позитивний ефект в плані зменшення перепадів напружень та підвищення релаксаційної здатності проявляється при експлуатації дрібнодисперсних композиційних матеріалів.

У четвертому розділі описані та обґрунтовані використані та розроблені методи, обладнання та апаратура експериментальних досліджень складу, структури та фрикційних властивостей композиційних матеріалів, покриттів та процесів їх формування, а також характеристики використаних матеріалів.

У зв'язку з протиріччями літературних даних важливо вивчення механізму дії на карбідну фазу покриттів теплових потоків енергії, одним із джерел яких є такий експлуатаційний фактор, як тертя. Були вибрані нелеговані та стабілізовані легуванням карбіди заліза, які отримані електролітичним виділенням із вибілених синтетичних залізовуглецевих сталей, виплавлених в індукційній електропечі і відлитих у ливарні форми з низькою тепловіддачею для утворення ледебуритної структури евтектики з крупними карбідами. Вивчення структурних перетворень в карбідах та механізмів релаксації енергії виконувалось із застосуванням рентгеноструктурних та рентгеноспектральних досліджень. Імпульсне лазерне нагрівання поверхні дозволило виконати аналіз фазових та структурних перетворень у системі карбід - металева матриця композиційного матеріалу під впливом високих градієнтів температур. Триботехнічні випробування матеріалів та покриттів виконувались як на стандартних машинах тертя (зносостійкість на машині тертя СМЦ-2), а також на спеціально створених установках для дослідження статичних та динамічних коефіцієнтів тертя. Запропоновані оригінальні методики (при рухах з прискореннями або в процесах квазігармонічних та релаксаційних коливань) дозволяють визначати вплив складу, структури та інших характеристик поверхні на формування адгезійної складової коефіцієнта тертя, що має важливе теоретичне та практичне значення для розробки матеріалів пар тертя, які працюють в умовах малих швидкостей, мікропереміщень, частих пусків та зупинок тощо.

Для планування експериментів, обробки результатів та одержання регресійних моделей використовувались статистичні методи, стандартні та розроблені пакети прикладних комп'ютерних програм.

У п'ятому розділі основна увага зосереджена на проблемах розширення області ефективного застосування залізовуглецевих сплавів з композиційними структурами шляхом використання позитивних якостей матеріалів, у яких досягнута термодинамічна стабільність. Проблеми стабільності карбідів, механізмів релаксації накопиченої енергії вивчались шляхом дослідження механізмів впливу термічної обробки (гартування з температур нагріву 700, 800, 900 і 975С та відпускання при 700С протягом 30 хв.) на метастабільний нелегований і на стабілізований хромом цементит (рис. 8). Дані інформаційних джерел та наших досліджень свідчать про суттєву залежність мікротвердості та міцності цементиту від орієнтації кристалографічної ґратки. Пошарове випаровування цементиту лазерним променем та електронно-мікроскопічний аналіз поверхні показали пінакоїдальний характер його структури, що пояснює політропність фізико-механічних властивостей. Мікротвердість цементиту в матриці вирізаного зразка визначалась при навантаженні 0,5 Н на однорідних карбідах найбільших розмірів. Оскільки результати вимірювання мікротвердості суттєво залежать від орієнтації цементитної ґратки до поверхні мікрошліфа, число вимірювань на кожну точку було не менше 50. Результати (рис. 8) свідчать, що зі збільшенням температури загартовування твердість цементиту зростає, а розбіжність результатів замірів твердості різко зменшується. Це свідчить про те, що гратка цементиту стає більш ізотропною. Відпуск загартованого цементиту повертає його до початкового стану: твердість зменшується, дисперсія вимірювань її значень збільшується. Це не пов'язано з процесами графітизації, оскільки при повторюванні циклів гартування-відпуск цей гістерезис зворотний, а також тому, що це спостерігається як в метастабільному нелегованому цементиті, так і в цементиті (Fe,Cr)₃C, стабілізованому хромом. При цьому легування хромом в цілому підвищує мікротвердість цементиту. Дослідження електролітично виділеного цементиту показали, що матриця суттєво не впливає на мікротвердість цементиту після гартування.

Аналіз отриманих рентгенограм показав, що у всіх випадках гартування викликає спотворення кристалічної ґратки цементиту, при якому параметр "с" збільшується, а "а" і "b" зменшуються. Гартування також дещо зменшує об'єм елементарної комірки цементиту, що відповідає висновкам Петча. Площини {103} цементиту з максимальною ретикулярною щільністю виявилися найчутливішими до впливу різних факторів, які спотворюють цю гратку. Зроблено припущення, що зменшення об'єму елементарної комірки після гартування пов'язано з перерозподіленням вуглецю між призматичними та октаедричними порами при нагріванні. Всі ці явища зворотні і відпускання при 700С повертає цементит за досліджуваними параметрами до вихідного стану. Встановлені явища дозволяють констатувати, що в карбідах заліза існують механізми самоорганізації та релаксації накопиченої під впливом експлуатаційних факторів енергії та напружень.

Дані рентгеноспектрального дослідження свідчать про те, що на короткохвильовому схилі К₅-смуги утворюється додаткова підсмуга, обумовлена появою антизв'язуючих станів у сполуці Fe₃C. Заміщення атомів заліза атомами хрому, який має меншу кількість валентних s+d-електронів у порівнянні з атомами заліза, приводить до зменшення заповнення підсмуги антизв'язуючих станів у послідовності Fe₃C(Fe,Cr)₃C. Це проявляється у звуженні Fe К₅-смуги в цілому у сполуці (Fe,Cr)₃C в порівнянні з Fe₃C. Аналогічний вплив легування атомами марганцю, але з меншим ефектом. Вищевказана підсмуга значно ширша і більш чітко виражена на високоенергетичному схилі Fe К₅-смуги у сполуці (Fe,Mn)₃C в порівнянні із аналогічною смугою у (Fe,Cr)₃C, але вужча, ніж у цементиті Fe₃C. Зростання ступеня заповнення антизв'язуючих станів у послідовності (Fe,Cr)₃C(Fe,Mn)₃C Fe₃C супроводжується зменшенням характеристик міцності у вказаній послідовності. Виконані дослідження показали, що шляхом теплового впливу, легування можливо змінювати структуру, фізико-механічні властивості та стабільність композиту.

Іншою важливою проблемою широкого застосування матеріалів із використанням залізовуглецевих сплавів, зміцнених карбідами заліза, є розв'язання проблеми оптимізації форми карбідів та усунення характерних для вибілених сплавів заліза ледебуритних сіток. Позитивну роль у розв'язанні цих проблем може відіграти легування сплаву спеціальними добавками. Високу ефективність показало легування ванадієм та ніобієм у поєднанні з високотемпературною вібраційною обробкою тиском.

Експериментальні дані підтвердили зроблені в другому розділі висновки про можливість розчинення ледебуритної сітки потоком дислокацій, генерованих віброобробкою тиском в умовах підвищених температур (до 900С). Така обробка дозволяє отримати інвертовані металокарбідні структури з підвищеним ресурсом пластичності. На рис. 9 показані мікроструктури залізовуглецевого сплаву до та після інверсії структури. Через низький вміст хрому (до 1%) у залізовуглецевому сплаві такого складу інтенсивна обробка тиском викликає графітизацію.

Дослідження показали, що легування карбідостабілізуючими елементами, зокрема Cr та Mn у значних концентраціях (більше 12%) не дозволяють отримати повністю інвертовану структуру. Таке легування у вибілених високовуглецевих сплавах утворює структуру зі значною концентрацією карбідів Ме₇С₃ з характерними олівцеподібними шестигранними кристалами. Така структура має меншу пластичність та релаксаційну здатність, ніж у повністю інвертованих матеріалів, але при відповідній орієнтації карбідів дозволяє отримати високу зносостійкість.

Позитивний ефект одержання композиційних структур залізовуглецевих сплавів з рівновісними карбідами вдається досягти легуванням ванадієм. Мінімально необхідна частка V для досягнення повної інверсії структури у системі Fe-C-V визначається співвідношенням (%V) = 4,5(%C) -5,3. Показано, що добавки кремнію, міді, невелика добавка титану та інших легувальних компонентів дозволяє значно понизити мінімально необхідну добавку ванадію для отримання структури композиційного матеріалу з рівновісними кристалами карбідів.

Сегмент А кривої залежності _т сірого чавуну від вмісту ванадію (V) показує, що механічні властивості цього чавуну спочатку суттєво підвищуються. Але форма сегменту Б вказує на зниження міцності при подальшому легуванні ванадієм, який викликає появу вибілу, проте твердість при цьому монотонно зростає. Вибілювальні властивості ванадію на структуру чавуну є результатом того, що ванадій знижує коефіцієнт активності вуглецю (). Сегмент Б відповідає переходу від часткової до повністю "інвертованої" структури білого чавуну з підвищенням міцності металу. Сегмент Д відповідає невеликому зниженню міцності (і твердості) в результаті перелегування металу ванадієм і заміни перлітної матриці легованим феритом.

Позитивні результати дає легування ніобієм. Легування одним лише ніобієм викликає в сплаві голчасту структуру. Це у порівняні зі сплавами, що леговані ванадієм, дещо збільшує крихкість. Але, як і у випадку з ванадієвими сплавами, було виявлено, що добавка невеликої кількості титану робить карбіди компактнішими за формою і більш ізольованими один від одного. Як і при легуванні ванадієм значно покращується пластичність металу при холодній деформації і, особливо, при гарячій. Гаряча вібраційна обробка тиском значною мірою розбиває і подрібнює "погану" мікроструктуру ледебуриту в низькохромистому білому чавуні, але значна частина ледебуриту залишається не зруйнованою. Добавка 1,2% V дозволяє отримати значно дрібнішу ледебуритну структуру, а після гарячої вібраційної обробки тиском зі значно дрібнішим зерном. Добавка 1,3% Nb замість 1,2% V додатково подрібнює литу і деформовану мікроструктуру, особливо при низькому вмісті вуглецю у сплаві та значно підвищує його пластичність і, відповідно, релаксаційну здатність композиту.

У шостому розділі сформовані наукові принципи керованого синтезу композиційних матеріалів та покриттів з використанням екзотермічних ефектів. Метою розробки запропонованого методу синтезу є одержання зносостійкого металокарбідного покриття для певних умов експлуатації та з можливістю його реалізації в умовах ремонтного або машинобудівного виробництва без потреби у спеціальному термічному обладнанні.

Запропоновано і систематизовано основні підходи до визначення складу екзотермічних сумішей та термодинамічних розрахунків параметрів процесів синтезу металокарбідних покриттів, які доцільно виконувати послідовно в п'ять етапів.

На першому етапі проводиться оцінка величини тепловиділення базових сумішей з тугоплавких карбідотвірних металів та вуглецю з метою визначення доцільності і перспективності їх використання для синтезу металокарбідних покриттів. Суміш в процесі синтезу на цьому етапі розглядається як система повністю термічно та хімічно ізольована.