Спосіб одержання композиційного матеріалу на основі заліза об’ємним боруванням

Спосіб одержання композиційного матеріалу на основі заліза об'ємним боруванням, який включає формування прямим пресуванням пористої пресовки у вигляді каркаса з порошку заліза і просочувального сплаву евтектичного складу у вигляді брикету з суміші порошків заліза, бору та легуючих компонентів, укладку брикету на поверхню каркаса, сумісне нагрівання каркаса і брикету до C2 2 UA 1 3 залізного порошку з послідуючим запресовуванням на цей каркас просочувального сплаву евтектичного складу шляхом прямого або гідростатичного пресування під тиском 500МПа з подальшім спіканні брикетів у вакуумі при температурі 147315о3 К з одночасним просоченням пористого каркасу евтектичним сплавом, який має склад,мас. % ніобій 1,5-2,0 молібден 4,0-4,5 бор 3,8-4,0 залізо pешта. Одержаний матеріал має підвищену міцність (530-600МПа) і термомеханічну стійкість. У режимі термоциклування Tmin=47 К і Tmax=1023К кількість циклів до зруйнування зразка складає 21000 (після спікання у вакуумі) і 31820 (після спікання у водні). Але при одержанні композиційного матеріалу на основі заліза остався нерозкритим механізм підвищення фізико-хімічних властивостей , які пов'язанні з надбанням стійкого рівня електронної структури атомів, що входять до складу боридних сполук просочувального евтектичного сплаву, вміст якого складає 25-27мас.% композиційного матеріалу, а також не визначено за допомогою яких факторів досягається висока енергетична стабільність його залізної і залізоборидної фаз у процесі їх легування. Відомий також спосіб борування (Пат. України №30432 спосіб багатошарового об'ємного борування, Чернієнко В.В., Граменицький В.А., Павлишко О.Г. Бюл. №6-11 від 15.11.2000), який прийнятий у якості прототипу. Його суть полягає в тім, що процес борування пористих залізних матриць 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,Me)2B і (Fe,Me)B та їх вибіркове легування проводять при температурі 1523-1573 К протягом 60-90 хвилин у вакуумній печі під тиском -4 Р=10 мм рт.ст., а кристалізацію рідинної фази здійснюють шляхом охолоджування разом з піччю протягом 90 хвилин. Однак, у данім способі не визначений механізм одночасного зміцнення хімічного зв'язку обох типів боридних сполук (Fe,Me)2B і (Fe,Me)B і за допомогою яких легуючих компонентів можна досягти цієї мети. Задача даного витвору полягає в тому, що необхідно спочатку підвищити енергетичну стабільність базового бориду Fe2B, який утворюється на його основі , і, таким чином, досягти стійкого енергетичного стану одночасно обох боридних сполук, хоча для цього треба врахувати багато факторів: число валентних електронів легуючих компонентів повинно відповідати стабільній d5- конфігурації атомів заліза, або sp3- конфігурації атомів бору; легуючий компонент повинен мати більш високій, чим у заліза і бору, ефективний заряд атомів; мати високій енергетичний потенціал валентних оболонок, щоб вони змогли увійти до складу лігандів, які згуртовуються навколо іонів бору у рідинно-фазнім евтектичнім сплаві при боруванні відкритих поверхонь порошкових зерен залізного каркасу; знати дійсну тугоплавкість легуючих компонентів і тем 93725 4 пературу їх розчинення в евтектичнім сплаві, а також підтримувати належний режим спікання для їх переходу до групи лігандів; не перевищувати ступень розчинності легуючих компонентів у залізі і бору; приймати до уваги наявність у атомів взаємодіючих компонентів d5 i d10- конфігурацій, без яких унеможливлюється валентний зв'язок з високим енергетичним рівнем d5 - конфігурацій або інертного газу. Вагомість значення і можливості практичного використання вказаних факторів пояснюються в описі винаходу. Поставлена задача досягається тим, що у способі, який включає формування прямим пресуванням пористої пре совки у вигляді каркасу з порошку заліза і просочувального сплаву евтектичного складу у вигляді брикету з суміші порошків заліза, бору та легуючих компонентів, укладку брикету на поверхню каркасу, сумісне нагрівання каркасу і брикету до температури плавлення евтектичного сплаву, просочення ним каркасу та послідуюче рідинно-фазне спікання з об'ємним боруванням каркасу із середовища евтектичного сплаву композиційного матеріалу, відрізняється згідно з винаходом тим, що об'ємне борування залізного каркасу проводять з одночасним легуванням хімічних сполук евтектичного сплаву ванадієм, хромом, ніобієм і молібденом і, завдяки цьому, за допомогою хрому (5,1мас.%) та частини молібдену (1,4-2,8мас.%) перетворюють боридні сполуки Fe2B на складні сполуки типу (Fe,Me)2B, утворюють на їх основі боридну фазу цього типу у вигляді прошарків покриття залізного каркасу, зміцнюють їх включеннями боридних сполук типу (Fe,Me)B, до складу яких вводять ванадій (1мас.% ) і ніобій (1мас.%), та за допомогою залишків у твердому розчині евтектики ніобію (3,4-15,8мас.%) і молібдену (2-14,5мас.%) проводять часткове заміщення атомів заліза у сполуках типу (Fe,Me)2B та перетворюють їх на сполуки типу (Fe,Me)B, зміцнюють хімічний зв'язок атомів у сполуках цієї фази за рахунок збільшення у її складі вмісту ніобію і молібдену, розміщують другу фазу боридного покриття у вигляді включень в об'ємі першої фази і, таким чином, досягають стійкого рівня енергетичного стану обох типів боридних фаз (Fe,Me)2B і (Fe,Me)B композиційного матеріалу, де Me - легуючі метали. Експериментально встановлено, що при застосуванні даного способу композиційні матеріали, у складі яких містять легуючі компоненти V, Cr, Nb і Мо, мають високі механічні і особливо теплофізичні властивості. 1. У результаті легування композиційних матеріалів систем Fe - (Fe,Me - В) або (Fe- Ме, В) ванадієм і хромом (табл.1) їх пластичність не змінюється (п.2) або підвищується (п.3). При цьому хром підвищує пластичність без зниження міцності і твердості композиційного матеріалу у зрівнянні з базовою системою Fe- (Fe - 4% В) (п.1). 2. У результаті легування композиційних матеріалів (табл.1) ніобієм (п.4-5), молібденом (п.6-7), хромом і ніобієм (п.8), хромом і молібденом (п.9), ніобієм і молібденом (п.10) поступово підвищується міцність від 460МПа до 600МПа зі зниженням пластичності до 0,6-3,0 % у зрівнянні з базовою 5 системою (п.1). У випадку перевищення вмісту легуючих компонентів їх розчинності у залізі, міцність знижується (п.11). 3. Застосування у складі композиційних матеріалів легуючих компонентів V, Cr, Nb і Мо ( окремо чи сумісно) значно підвищує термомеханічну стійкість (табл.2) і довгочасну міцність (табл.3). Композиційні матеріали, які містять ніобій і молібден, мають на два порядки вищу термомеханічну стійкість, чим сірий чавун. Довгочасна міцність підвищується при використанні легуючих компонентів ванадію і хрому (табл.3, п.3-4). При цьому ванадій, як легуючий компонент, застосовували у складі феросплаву (п.3), а хром - у склади сталі ПХ18Н9Т. Ці порошки набагато дешевші, чим технічно «чисті» порошки, а властивості композиційних матеріалів при цьому не змінюються. Суть винаходу пояснюється рисунками дериватограм спікання, діаграм залежності властивостей від кількісних показників, графіками розподілу елементів та мікроструктурою композиційних матеріалів, у складі яких містяться легуючі компоненти V, Cr, Nb і Мо. Фіг.1. Дериватограми спікання (Т, ТВ, ДТВ, ДТА) та охолодження (Т1, ТВ1, ДТВ1, ДТА1) композиційного матеріалу системи: Fe- (Fe - 2% ВД2-2% Нб1 - 3% ХрБ2 - 3% Мо2- 4% В) з позначенням вмісту легуючих компонентів у мас.%. У якості легуючих компонентів застосовували феросплави ванадію (ВД2), ніобію (Нб1), хрому безвуглецевого (ХрБ2) та молібдену (Мо2). Цифри після літер вказують клас феросплавів. Фіг.2. Дериватограми спікання (Т, ТВ, ДТВ, ДТА) та охолодження (Т1, ТВ1, ДТВ1, ДТА1) композиційного матеріалу системи Сталь (Fe- 6% Мо)(Fe- 2% Nb- 4% Mo- 4% В) з позначенням вмісту легуючих компонентів у мас. %. Каркас матеріалу формували зі стального безвуглецевого порошку. Фіг.3. Дериватограми спікання (ДТА) композиційних матеріалів систем з позначенням вмісту легуючих компонентів у мас.%: 1- Fe- (Fe- 4% В); 2- (Fe- 0,8% C)-(Fe- 1,5% Nb- 4,5% Mo- 4% В); 3Fe- (Fe- 4% Hб1- 6% Mo2- 4% В); 4- Fe- (Fe- 1,5% Nb- 4,5% Mo- 4% B); 5- (Fe- 15% ПХ18Н9Т)-(Fe1,5% Nb- 4,5% Mo- 4% B); 6- Fe- (Ni- 12% TiCrB2); 7 - композиційний матеріал (п.4) після повторного нагріву до стану рідинно-фазного спікання. Фіг.4. Графік розподілу елементів у композиційних матеріалах систем з позначенням вмісту легуючих компонентів у мас.%: 1. Fe-3,5% Mo- 4% В); 2 - Fe- (Fe- 1,5% Nb- 4,5% Mo- 4% В); 3 - Fe(Fe- 2% ВД2- 2% Hб1- 3% ХрБ2-3% Mo2- 4% В); 4(Fe- 15% nX18H9T)-(Fe-1,5% Nb- 3% Mo- 4% В). Фіг.5. Графік рівня енергії при дії слабкого або міцного полів оболонок 4-го періоду елементів з доданими до його схеми елементами 5-го та 6-го періодів (а) і валентний зв'язок компонентів у боридних сполуках (Fe,Me)2B у слабкому полі, а також (Fe,Me)B - у міцному полі з набуванням d5конфігурації (б). Перехід від слабкого до міцного поля досягається завдяки частковій заміні атомів заліза атомами ніобію і молібдену, які мають більший ефективний заряд атомів, чим атоми заліза. Схема валентного зв'язку взаємодіючих атомів показана за допомогою квантових вічок (в). 93725 6 Фіг.6. Діаграма залежності міцності та пластичності композиційних матеріалів від темпера тури просочення каркасу евтектичним сплавом з позначенням вмісту легуючих компонентів у мас. %: 1 Fe- (Fe- 1,5% Nb-4,5% Mo- 4% В); 2 - Fe- (Fe- 4% В) (Р=500МПа, t=1,5 години у вакумі). Фіг.7. Діаграма залежності міцності та пластичності від кількості ніобію та молібдену у просочувальнім сплаві композиційного матеріалу системи Fe- (Fe- 0...3,5мас.% Nb- O...7%мас.% Мо- 4мас.% В)(Р=500МПа, Т=1573 К, t=1,5 годин у вакуумі). Фіг.8. Діаграма залежності міцності та пластичності від кількості ніобію у просочувальнім сплаві і сталі ПХ18Н9Т у складі каркасу композиційного матеріалу системи (Fe- 6...21мас.% сталі ПX18H9T)-(Fe-0...4мас.% Nb- 4мас.% Мо- 4мас.% В)(Р=500МПа, Т=1573 К, t=1,5 годин у вакуумі). Фіг.9. Діаграми тривалості ізотермічної витримки (окалиностійкості) чавуну, сталі і композиційних матеріалів при температурі 1023 К протягом 800 годин: 1- сірий чавун СЧ; 2 - сталь 20: 3 - Fe(Fe- 4мас.% ТіВ2); 4 - Fe- (Fe- 4мас.% В); 5 - високої міцності чавун ВЧ; 6 - Fe- (Fe- 10мас.% NbB2); 7 - Fe-(Fe- 5мас.% CrB2); 8 - Fe (Fe- 3мас.% СrВ25мас.% NbB2). Фіг.10. Мікроструктура композиційного матеріалу базової системи Fe-(Fe- 4мас.% В) з дифузійними порами усередині ділянок евтектики після випробовування зразків матеріалів на термічну стійкість в світлових променях (х750). Фіг.11. Мікроструктура композиційних матеріалів систем: Fe- (Fe- 6мас. % VB2) (1) та Fe- (Fe5мас.% CrB2) (2) після випробовування зразків на термічну стійкість, у складі яких дифузійні пори зменшуються у десятки разів у світлових променях (х750). Фіг.12. Мікроструктура композиційних матеріалів системи Fe- (Fe- 1,5мас.% Nb- 4,5мас.% Mo4мас.% В), де 1,2- в світлових променях (х500) з ділянками крихкої боридної фази евтектики, яка утворилась при випробовуванні зразків на термічну стійкість (п.1) та окалиностійкість (п.2). Фіг.13. Мікроструктура композиційних матеріалів систем Fe- (Fe- 10мас.% NbB2) (1) та Fe- (Fe3,5мас.% CrB2- 5,5мас.% Мо2В5) (2) у світлових променях (х750) з характерними ділянками прошарків захисних плівок поверхонь шліфів зразків. Фіг.14. Зміна енергії атомних оболонок зі зростанням атомного номеру нейтральних атомів. Сумісний аналітичний, графічний та експериментальний аналізи дозволили розкрити механізм одночасного ступеневого зміцнення хімічного зв'язку атомів (іонів) в обох типах боридних сполук Fе2В і FeB евтектичної складової залізоборидного композиційного матеріалу (КМ) за допомогою легуючих компонентів V, Cr, Nb і Мо. В евтектичному сплаві, до складу якого входять ці легуючі компоненти, початкові боридні сполуки утворюють на основі заліза. Для цього вміст легуючих компонентів беруть таким, щоб він не перевищував їх розчинність у залізі. Легуючі компоненти, які містяться в евтектичному сплаві, деякий час знаходяться у його твердому розчині, або у складі металевої основи КМ. В процесі плавлення евтектики (Фіг.1-3) утворюють 7 початкові боридні сполуки типу Fe2B (див. Фіг.3, п.1), потім на їх основі у процесі подальшого рідинно-фазного спікання перетворюють сполуки Fe2B у складні сполуки типу (Fe,Me)2B, де Me легуючі метали. Кожний з легуючих компонентів має свою незалежну від інших компонентів температуру розчинення у початковому сполученні, яку визначають експериментально по екстремумам екзотермічних реакцій утворення і перетворення боридних сполук (Пат. України №87707. Спосіб одержання композиційних боридних матеріалів, Чернієнко В.В., Граменицький В.А., Анціферов В.Н., Барсуков С.І. Бюл. №15 від 10.08.2009). При суміснім використанні у складі евтектики легуючих компонентів V, Cr, Nb і Мо, реакції розчинення мають ступеневий характер. На Фіг.1 проведені дериваторами композиційного матеріалу, який містить ці легуючі компоненти. Утворення за їх допомогою складних боридних сполук визначають по екстремумам їх реакцій з бором і залізом, які відображаються на кривій ентальпії (ДТА) при різних температурах. Уданому випадку температура розчинення ванадію співпадає з екстремумом температури плавлення евтектики Т=1413К. У цьому місці виникає перехід від ендотермічної до екзотермічної реакції з виділенням тепла і відповідної зміни величини ентальпії, яка відображається формою кривої ДТА. Температура розчинення хрому у цьому сполученні не відображається у зв'язку з його малою кількістю у твердому розчині евтектики. При більшім вмісті його в евтектиці температура розчинення відображається на кривій ДТА при Τ=1443 К (Фіг.3, п.5). На Фіг.2 наведені дериваторами композиційного матеріалу, у якому застосовували лише два легуючі компоненти (ніобій і молібден). їх розчинення у сполуках типу Fe2B проходить при менших температурах Т=1453 К (Nb) і Τ=1553К (Мо). Ця різниця між величинами температур пов'язана з застосуванням різних порошків. У першій системі (Фіг.1) використовували порошки феросплавів, а у другій (Фіг.2) - електролітичні порошки ніобію і молібдену і додатково у складі каркасу стальний порошок заліза з молібденом. Для розчинення у боридних сполуках легуючих компонентів, які знаходяться у складі феросплавів, потребується більше часу. Раніше, чим їх застосувати у якості окремих елементів, треба розплавити в евтектичнім сплаві частинки феросплавів. За цей час температура рідинно-фазного спікання підвищиться у середньому на 20-30К, у зрівнянні з розчиненням у боридних сполуках електролітичних порошків. Величина температури залежить також від типу евтектики. При використанні евтектики на основі нікелю температура розчинення в ній легуючих компонентів має ще нищу величину (Фіг.3, п.6). Утворення у залізобориднім евтектичнім сплаві боридних сполук типу Fe2B має важливу особливість, на яку уперше вказав Григорович В.К. (Григорович В.К. Электронное строение и термодинамика сплавов железа. - М.: Наука, 1970. С.292). На його думку атом бору захоплює один з валентних електронів атому заліза і утворює 4-х 93725 8 центровий хімічний зв'язок з атомами заліза. У такому випадку боридне сполучення має вигляд: Цю систему зв'язку атомів заліза і бору називають алмазною. Але її стабільність низька. При підвищенні вмісту бору до її складу початкове боридне сполучення перетворюють з Fe2B у сполучення типу FeB. Однак підвищення кількості бору визиває крихкість композиційного матеріалу системи Fe- (Fe- 4мас.% В) при його використанні для довгочасної роботи в режимі температури до 1023 К (див. Фіг.10, п.1-2). Набагато дешевше і більш раціонально, з точки зору підвищення властивостей KM, застосувати для цього легуючі компоненти і перетворити боридні сполуки Fe2B і FeB на складні сполуки (Fe,Me)2B і (Fe,Me)B та зберегти алмазну структуру у початкових сполуках. Опитним шляхом встановлено, що до їх складу треба додати легуючі компоненти, які не змінюють d6- конфігурацію атомів заліза, а лише доповнюють їх своїми атомами. Відповідно графіку (Фіг.5) рівня енергії електронних оболонок, одним із самих активних легуючих компонентів хімічного зв'язку з залізом є молібден. Експериментально підтверджено, що цей елемент з залізом та бором утворюють боридні сполуки обох типів (Fe,Me)2B і (Fe,Me)B (Фіг.4, п.1). В системі Fe- (Fe- 3,5мас.% Mo - 4мас.% В) до складу сполучення (Fe,Me)2B входить 2,3мас.% Мо, а до складу (Fe,Me)B - 2мас.% Мо. Завдяки тому, що атоми молібдену мають більший, чим у заліза, ефективний заряд, то в боридних сполуках типу Fe2B атоми молібдену, як доповнюють, так і частково заміщують один з атомів заліза. Електронне рівняння приймає вид: Часткове заміщення атомів заліза атомами молібдену приводить до зміни силового поля від слабкого , яке діє при утворенні сполучення типу (Fe,Me)2B, до міцного, яке діє при утворенні сполучення (Fe, Mo)B. По даним роботи (Новиков Г.И. Основы общей химии. - Μ.: Высш. пік., 1988. - С.264-284) при слабкому полі енергія відштовхування електронів більша, чим енергія розчеплення, а при міцному полі енергія розщеплення перевищує енергію відштовхування електронів. Енергетичний рівень хімічного зв'язку між атомами в сполученні (Fe,Mo)B підвищується за рахунок збільшення у його складі атомів молібдену, які мають більшу енергію електронних орбіталей (оболонок) (Фіг.14). У міцному силовому полі загальний потенціал даного сполучення підвищується за рахунок того, що атоми молібдену мають більший атомний потенціал, чим атоми заліза. Атомний потенціал молібдену Em=vm/rm=4,41, а заліза - 1,61), де величина vm заряд іона (валентність) метала в металевих гратах, rm - радіус оболонки з рівнем "m" (Григорович В.К. Электронное строение и термодинамика сплавов железа .М: Наука, 1970. - С.67). Енергія електронів в атомах, відповідно з 2-м постулатом Бора, складається з кінетичної енергії 9 руху електрону по орбіталі і потенційної енергії у силовому електричному полі ядра атому. Повна енергія електрона при зміні радіуса оболонки пропорційно залежить від зміни потенціалу енергії: чим більший радіус оболонки електрону, тим більша енергія атому. (Лободюк В.А., Рябошапка К.П., Шулишова О.П. Справочник по элементарной физике. - Киев: Наук, думка, 1975. - С.348-349). Радіуси атомів (в ангстремах) легуючих компонентів мають більшу величину:1,36 (Мо), 1,426 (Nb), 1,314 (V), 1,246 (Сr), чим Fe (1,239). При сумісному застосуванні легуючих компонентів молібдену і ніобію (Фіг.4, п.2) атоми молібдену приймають участь в утворенні обох типів боридних сполук (Fe,Me)2B і (Fe,Me)B, а атоми ніобію - лише при утворенні сполук типу (Fe,Mo)B. При цьому ніобій виконує роль модифікатору, який підвищує вміст молібдену у складі боридного сполучення (Fe, Mo)B до 14мас.%. За рахунок сумісного зміцнення хімічного зв'язку міжатомами сполучення (Fe,Me)2B та молібденом і ніобієм сполучення типу (Fe, Mo)B KM досягають високої термомеханічної стійкості (табл.. 2), але його довгочасна міцність має меншу величину, чим КМ, до складу якого входить ванадій або хром сумісно з ніобієм і молібденом (табл.3, п.3-4). Ця причина вказує нате, що для одночасного підвищення хімічного зв'язку атомів у сполуках обох типів треба залучати усі 4-ри легуючі компоненти. Як видно з графіку (Фіг.4, п.3) ванадій з частиною ніобію (1мас.%) входить до складу окремого боридного сполучення типу (Fe, Mo)B, а хром увесь входить до сполучення типу (Fe,Me)2B (Фіг.4, п.4). Атоми хрому приєднують до атомів бору за донорно-акцепторним механізмом з d6- конфігурацією. За рахунок цього його атомний потенціал підвищується у два рази (Еm=4,81)(див. Григорович В.К. табл.5, стор.67), тобто він має більшу величину, ніж атом молібдену. Вклад цього показника якраз має відношення, щодо підвищення довгочасної міцності KM, який містить хром (табл.3, п.4). Евтектичні сплави, які містять вказані легуючі компоненти, при охолоджені KM кристалізуються неодночасно. Спочатку кристалізується більш тугоплавка фаза типу (Fe,Мо)В, а потім через 10-12 хвилин - фаза типу (Fe,Me)2B. На кривій ентальпії (ДТА1) відображаються два екстремуми екзотермічної реакції (див. Фіг.1-2). Слід вказати, що, при більшім об'ємі тугоплавкої фази, показники теплофізичних властивостей також підвищуються (див. табл.2, п.5-7). У випад 93725 10 ку, коли у складі KM застосовують тільки ванадій або ніобій, евтектичний сплав перетворюють у однотипну боридну фазу з підвищеною твердістю, яка дорівнює твердості суміші боридних фаз (Fe,Me)2B і (Fe,Me)B в KM, які містять сумісно ніобій і молібден. Раціональний кількісний склад легуючих компонентів встановлювали по діаграмам властивостей КМ в залежності від вмісту цих компонентів (Фіг.6-9). На Фіг.10-13 наведена мікроструктура базової системи Fe- (Fe- 4мас.% В) після випробовування KM на термічну стійкість при Т=1023 К протягом 6 годин у вакуумній печі, а також KM (Фіг.11), які містять ванадій (п.1) та хром (п.2), KM (Фіг.12), які містять ніобій (п.1) та молібден (п.2), KM (Фіг.13) які містять ніобій (п.1) та сумісно хром і молібден (п.2). Як видно з вказаних зображень, базова система має великі дифузійні пори, в той час як KM, які містять легуючі компоненти V, Cr, Nb і Мо, пори мають у десятки разів меншу величину. При цьому найбільш стійкі оксидні плівки мають KM, які містять ніобій або хром і молібден. Таким чином, завдяки заявленому способові: - досягнуте підвищення пластичності композиційних матеріалів при використанні у якості легуючих компонентів ванадію та хрому до 8-18мас.%, а при використанні ніобію та молібдену - підвищення міцності до 570-600МПа з твердістю евтектики 3055 HRC; - вперше показана можливість підвищення стабільності електронної структури боридних сполук за рахунок легування боридних сполук евтектичного сплаву композиційного матеріалу компонентами, які мають більші величини атомного потенціалу, ефективного заряду атомів та енергії оболонок валентних електронів; - встановлена можливість одночасного підвищення енергетичного стану обох типів боридних сполук (Fe,Me)2B і (Fe,Me)B в евтектичному сплаві композиційного матеріалу за допомогою легуючих компонентів V, Cr, Nb і Мо; - встановлений високій ефект підвищення теплофізичних властивостей: термомеханічної стійкості, яка на два порядки вища, чим у сірого чавуну; довгочасна міцність, яка при легуванні евтектики ванадієм у 7,5 разів вища, чим у базовій системі Fe- (Fe- 4мас.% В) і ще вища при легуванні базової системи хромом, ніобієм та молібденом; окалиностійкості, яка при легуванні евтектики ніобієм або хромом і молібденом у 4-5 разів вища, чим у сірого чавуну. 11 93725 12 13 93725 14 15 93725 16 17 93725 18 19 93725 20 21 93725 22 23 93725 24 25 93725 26 27 93725 28 29 Комп’ютерна верстка Т. Чепелева 93725 Підписне 30 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