Структура та фазові перетворення в литих сплавахсистеми B-Fe-Mo, багатих на залізо
Методами рентгенівського фазового, диференційного термічного та металографічного аналізів досліджено багаті на залізо литі сплави системи B―Fe―Mo. Особливостями вивчених сплавів є кристалізація трифазної евтектики (αδ-Fe) + Fe2B + Mo2FeB2 при 1120 °С, кристалізація μ-фази (Мо6Fe7) з розплаву та конг...
Gespeichert in:
| Veröffentlicht in: | Современные проблемы физического материаловедения |
|---|---|
| Datum: | 2008 |
| Hauptverfasser: | , , , |
| Format: | Artikel |
| Sprache: | Russisch |
| Veröffentlicht: |
Інститут проблем матеріалознавства імені І.М. Францевича НАН України
2008
|
| Online Zugang: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/28621 |
| Tags: |
Tag hinzufügen
Keine Tags, Fügen Sie den ersten Tag hinzu!
|
| Назва журналу: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Zitieren: | Структура та фазові перетворення в литих сплавахсистеми B-Fe-Mo, багатих на залізо / В.З. Кублій, С.В. Уткін, С.І. Лисенко, А.А. Бондар // Современные проблемы физического материаловедения: Сб. научн . тр. — К.: ІПМ НАН України, 2008. — Вип. 17. — 3-15. — Бібліогр.: 18 назв. — укр. |
Institution
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| _version_ | 1860078284128124928 |
|---|---|
| author | Кублій, В.З. Уткін, С.В. Лисенко, С.І. Бондар, А.А. |
| author_facet | Кублій, В.З. Уткін, С.В. Лисенко, С.І. Бондар, А.А. |
| citation_txt | Структура та фазові перетворення в литих сплавахсистеми B-Fe-Mo, багатих на залізо / В.З. Кублій, С.В. Уткін, С.І. Лисенко, А.А. Бондар // Современные проблемы физического материаловедения: Сб. научн . тр. — К.: ІПМ НАН України, 2008. — Вип. 17. — 3-15. — Бібліогр.: 18 назв. — укр. |
| collection | DSpace DC |
| container_title | Современные проблемы физического материаловедения |
| description | Методами рентгенівського фазового, диференційного термічного та металографічного аналізів досліджено багаті на залізо литі сплави системи B―Fe―Mo. Особливостями вивчених сплавів є кристалізація трифазної евтектики (αδ-Fe) + Fe2B + Mo2FeB2 при 1120 °С, кристалізація μ-фази (Мо6Fe7) з розплаву та конгруентне плавлення тернарної фази Mo2FeB2. Запропоновано проекцію поверхні ліквідуса для багатої на залізо області складів.
|
| first_indexed | 2025-12-07T17:14:19Z |
| format | Article |
| fulltext |
УДК 669.017
Структура та фазові перетворення в литих сплавах
системи B―Fe―Mo, багатих на залізо
В. З. Кублій, С. В. Уткін, С. І. Лисенко, А. А. Бондар
Методами рентгенівського фазового, диференційного термічного та
металографічного аналізів досліджено багаті на залізо литі сплави системи
B―Fe―Mo. Особливостями вивчених сплавів є кристалізація трифазної
евтектики (αδ-Fe) + Fe2B + Mo2FeB2 при 1120 °С, кристалізація μ-фази (Мо6Fe7)
з розплаву та конгруентне плавлення тернарної фази Mo2FeB2. Запропоновано
проекцію поверхні ліквідуса для багатої на залізо області складів.
Вступ
Система B―Fe―Mo становить інтерес як базова для розробки твердих
безвольфрамових сплавів та зносостійких матеріалів із боридною твердою
складовою [1―4]. У більшості опублікованих за останні 50 років наукових
праць, що стосуються цієї системи, наведено результати досліджень
структури і фізико-механічних властивостей окремих сплавів або струк-
тури фаз, розглядаються питання практичного застосування матеріалів. Із
аналізу даних щодо структури та властивостей сплавів системи
B―Fe―Mo, проведеного в огляді [4], випливає, що фазові рівноваги в
широкому інтервалі складів потрійної системи досліджені лише в роботах
[5―7] і тільки для твердого стану. Експериментальні дані щодо способу
кристалізації сплавів та фазових рівноваг у цій системі при температурах
плавлення-кристалізації в літературі відсутні. Брак цієї інформації
обмежує можливості розробки нових сплавів чи оптимізації наявних.
Мета цієї роботи ― вивчити особливості структури литих сплавів і
фазові співвідношення при температурах плавлення-кристалізації
(солідуса і ліквідуса) багатих на залізо сплавів системи B―Fe―Мо
(Fe―Fe2B―Mo2FeB2―FeMo) методами рентгенівського фазового (РФА) і
диференційного термічного аналізів (ДТА) та металографії.
Бінарні системи, що обмежують потрійну
Діаграми стану бінарних систем B―Fe і Fe―Mo наведені на рис. 1 і 2,
а кристалографічні характеристики унарних та бінарних фаз ― у табл. 1.
Діаграми обох систем прийняті за даними роботи [8], що базуються на
критичному аналізі наявних літературних даних. Версія діаграми стану
системи B―Fe [8] практично збігається з результатами роботи [16], в
якій використано термодинамічний розрахунок (CALPHAD). Варіант,
наведений у роботі [17], відрізняється наявністю високотемпературної
фази Fe3B. Цю фазу знайдено в роботах [12, 13], але більшість
дослідників вважають її метастабільною. Очевидно, питання потребує
додаткових досліджень.
Стан дослідження потрійної системи
У роботі [5] методами рентгенівського фазового аналізу і металографії
вивчено приготовлені дуговою плавкою сплави після відпалу 500 год при
1000 °С та загартування у воді. Для приготування сплавів використано
© В. З. Кублій, С. В. Уткін, С. І. Лисенко, А. А. Бондар, 2008
3
4
Т а б л и ц я 1. Кристалографічні дані твердих фаз
Фаза,
температура
існування
(°C)
Символ
Пірсона,
просторова
група, прототип
Періоди ґратки,
пм
Коментарі, посилання
1 2 3 4
(β-B)
<2092
hR105
R 3 m
β-B
a = 1017
α = 65,12°
При 25 °C [8]
Розчиняє ~2,5% (ат.) Fe при
1500 °C [8]
Розчиняє <1% (aт.) Mo при
1920 °C [8]
α, δ, (αδ-Fe)
<1538
cI2
Im 3 m
W
a = 286,65 При 25 °C [8]
γ, (γ-Fe)
1394―912
CF4
Fm 3 m
Cu
a = 364,67 При 915 °С [8, 9]
Розчиняє 1,7% (ат.) Мо при
1140 °С [8]
(Mo)
<2623
cI2
Im 3 m
W
a = 314,70
При 25 °C [8]
Розчиняє <1% (ат.) B при
2175 °C і 31,3% (ат.) Fe при
1611 °C [8]
Fe2B
<1399
tI12
I4/mcm
CuAl2
a = 511,0
c = 424,9
33,3% (ат.) B [9]
FeB
<1603
oP8
Pnma
FeB
a = 550,6
b = 295,2
c = 406,1
50% (ат.) B [9]
σ, MoFe
1611―1235
tP30
P42/mnm
σ-CrFe
Від 43,3 до 57,1% (ат.) Fe
[8]
a = 918,8
c = 481,2
Дані [10]
μ, Mo6Fe7
<1370
hR13
R 3 m
W6Fe7
Від 56 до 61% (ат.) Fe [8]
a = 475,46
с = 2571,6
Дані [9]
R, Mo2Fe3
1488―1200
hR53
R 3 m
R-(Co, Cr, Mo)
Від 61,5 до 66,1% (ат.) Fe
[8]
a = 1091,0
c = 1935,4
Mo1,9Fe3,1,
при 1250―1490 °C [9]
5
П р о д о л ж е н и е т а б л. 1
1 2 3 4
λ, MoFe2
<927
hP12
P63/mmc
MgZn2
66,7% (ат.) Fe [8]
a = 475,5
c = 776,7
Дані [9]
β-МоВ
2600―1800
оС8
С mcm
CrB
a = 315,1
b = 847,0
c = 308,2
48―51% (ат.) В [8]
Дані [11]
α-MoB
<2180
tI16
I41 /amd
α-MoB
a = 311,0
c = 1695
a = 311,0
c = 1695
48―50% (ат.) В [8]
Дані [9], розчиняє 0,5% (ат.)
Fe при 1050 °C [6]
У литому сплаві Mo45Fe5B50
після відпалу при 1050 °C
[6]
Mo2B
<2280
tI12
I4/mcm
CuAl2
a = 554,7
c = 473,9
a = 554,87
c = 473,47
33―34% (ат.) В [8]
Дані [9]
У спеченому при 1050 °С
сплаві Mo60Fe10B30 [6]
Fe3B
Метастабіль-
на
tI32
I 4
Ni3P
a = 865,5
c = 429,7
Розупорядкована
високотемпературна
модифікація, що утворена
загартуванням розплаву
Fe76B24 від 1150―1250 °C
[12, 13]
Fe3B
Метастабіль-
на
t32
Fe3P0.37B0.63
a = 864,8
c = 431,4
Упорядкована
низькотемпературна
модифікація [13]
Fe3B
Метастабіль-
на
oP16
Pnma
Fe3C
a = 443,9
b = 542,8
c = 669,9
Cпівіснує з високотемпе-
ратурною модифікацією
у швидкозагартованих
сплавах [13, 14]
Mo0,2Fe2,8B
1050―1110
tP32
P42/n
Ti3P
a = 863,4
c = 428,1
Після відпалу при
1050 °С [6]
a = 863,17(7)
c = 431,30(8)
Дані [7]
τ, Mo2FeB2
1000,
1050
tP10
P4/mbm
U3Si2
a = 578,2
c = 314,8
Дані [15]
a = 580,7
c = 314,2
a = 577,26
c = 314,61
Після відпалу при
1000 °C [5]
Після відпалу при
1050 °C [7]
порошки заліза, молібдену та бору чистотою 99,9% (мас.). Побудовано
ізотермічний переріз системи при 1000 °С. У багатих на залізо сплавах
виявлено фазу Mo2FeB2 зі структурою типу U3Si2, раніше знайдену в
роботі [15] (табл. 1).
6
У роботі [6] побудовано ізотермічний переріз системи B―Fe―Мо при
1050 °С за результатами металографічного і рентгеноструктурного
досліджень виплавлених у дуговій печі і потім відпалених сплавів.
У багатих на залізо сплавах, крім відомої раніше фази Mo2FeB2 (типу
U3Si2), виявлено ще одну потрійну сполуку Mo2Fe13B5 структурного
типу Ті3P (табл. 1).
У роботі [7] методами рентгенівського фазового аналізу та кількісного
мікроаналізу досліджували виплавлені в дуговій печі або спечені сплави
B―Fe―Mo, відпалені при 1050 °С упродовж 7 або 14 днів відповідно.
Проведено також уточнення кристалічної структури потрійних сполук за
методом Рітвельда. Використано вихідні матеріали з вмістом основного
компонента не менш як 99,9%. Окремі сплави були відпалені при 1350,
1400 або 1500 °С протягом 2―4 днів. У сплавах залізного кута системи
підтверджено існування сполуки Mo2FeB2 типу U3Si2, знайденої у роботах
[5, 15]. У цій самій області складів утворюється фаза Mo0,2Fe2,8B зі
структурою типу Ті3Р, стабільна в інтервалі температур 1080―1110 °С
(табл. 1), яку розглядають як стабілізований молібденом твердий розчин
на основі метастабільного бориду Fe3B.
Приготування та дослідження сплавів
Приготовлено сплави, що знаходяться на ізоконцентраті 12% (ат.) B, та
сплави складів, які відповідають відомим із літератури потрійним
сполукам Mo2FeB2 і Mo2Fe13B5, а також окремі сплави бінарних систем
Fe―B та Fe―Mo, що обмежують потрійну (табл. 2). Сплави виплавлені в
дуговій печі з невитратним вольфрамовим електродом на мідному поду,
що охолоджується водою, в середовищі аргону. Вихідними компонентами
були порошки молібдену (вміст молібдену 99,9% (мас.)), карбонільного
заліза (99,9% (мас.)) та аморфного бору (99,4% (мас.)). Порошок моліб-
дену попередньо переплавляли в дуговій печі з метою його очищення від
летких домішок. Сплави шихтували з лігатур складу (% (ат.))*
62,6Fe―37,4Mo, 54,1Fe―45,9B, 74,6Mo―25,4B, 49,8Mo―50,2B, виплавле-
них в ідентичних умовах, та порошку заліза. У процесі приготування кож-
ний сплав переплавляли 3―4 рази, перевертаючи його в лунці після кожного
розплавлення, потім подрібнювали і знову переплавляли стільки ж разів.
Сплави, яких не вдавалося подрібнити, плавили 8 разів, перевертаючи.
Литі сплави досліджено методами рентгенівського фазового та
диференційного термічного аналізів і металографії. Дифрактограми знімали
від шліфа або порошку в установці ДРОН-3 (CuKα-випромінювання,
поточковий режим, діапазон кутів 2θ = 20―80°, крок сканування ― 0,05°,
експозиція в точці ― 8 с). Дифракційні максимуми визначали в
автоматичному режимі за програмою Full Prof 2000. Фазовий аналіз
проводили, використовуючи програму Powder Cell. Періоди кристалічних
ґраток фаз розраховували за стандартними програмами.
Термічний аналіз виконували в установці ВДТА-3 зі струнною
термопарою [18]. Похибка визначення температури ефектів оцінена як
±1%. Зразки досліджували в тиглях з Al2O3 або HfO2 в середовищі гелію;
швидкість нагріву та охолодження становила 35 °С/хв.
_______________________________________________
* Склад сплавів тут і далі наведено в % (ат.).
7
Т а б л и ц я 2. Фазовий склад та періоди ґраток фаз у литих сплавах
за даними РФА
Склад сплаву, % (ат.) Періоди кристалічних ґраток, пм Номер
сплаву∗ Мо Fe B
Фазовий склад
а b c
1 10 65 25 (αδ-Fe) +
+ Mo2FeB2
287,4(2)
573,7(8)
― ―
311,0(2)
2 40 20 40 Mo2FeB2 +
+ β-MoB
578,6(2)
316,3(6)
―
847,0(4)
314,6(1)
309,0(8)
3 3 85 12 (αδ-Fe) +
+ Mo2FeB2
287,5(1)
―
―
―
―
―
4 6 82 12 (αδ-Fe) +
+ Mo2FeB2
287,0(1)
―
―
―
―
―
5 9 79 12 (αδ-Fe) +
+ Mo2FeB2
287,0(1)
573,7(8)
―
―
―
316,0(1)
6 12 76 12 (αδ-Fe) +
+ Mo2FeB2
287,5(1)
575,3(3)
―
―
―
314,2(3)
7 15 73 12 (αδ-Fe) +
+ Mo2FeB2
288,6(1)
576,9(2)
―
―
―
315,7(4)
8 18 70 12 (αδ-Fe) +
+ Mo2FeB2 +
+ Mo6Fe7
289,7(1)
578,4(2)
―
―
―
―
―
314,2(3)
―
9 25 63 12 (αδ-Fe) +
+ Mo2FeB2 +
+ Mo6Fe7
289,8(3)
579,3(5)
―
―
―
―
―
314,7(4)
―
10 32 56 12 (αδ-Fe) +
+ Mo2FeB2 +
+ Mo6Fe7
―
579,9(3)
474,3(6)
―
―
―
―
313,7(3)
2571,0(6)
11 37 51 12 Mo2FeB2 +
+ Mo6Fe7
580,7(6)
475,7(6)
―
―
314,3(4)
257,2(3)
12 41 47 12 Mo2FeB2 +
+ Mo6Fe7 +
+ MoFe
581,4(6)
477,1(6)
―
―
―
―
313,7(4)
2575,0(3)
―
13 47 41 12 Mo2FeB2 +
+ Mo6Fe7 +
+ (Mo) + МоFe
581,2(6)
475,5(1)
―
―
―
―
314,0(3)
2565,0(1)
―
19 26 74 0 (αδ-Fe) +
+ MoFe2
287,5(4)
―
―
―
―
―
20 33,5 66,5 0 Mo6Fe7 475,5(2) ― 2563,0(2)
21 37,4 62,6 0 Mo6Fe7 +
+ MoFe
475,4(1)
―
―
―
2570,0(1)
―
22 41 59 0 Mo6Fe7 +
+ MoFe
476,0(2)
―
―
―
2574,0(1)
―
23 57 43 0 MoFe +
+ (Mo)
918,0(3)
310,6(2)
―
―
478,0(3)
―
24 0 88 12 (αδ-Fe) +
+ Fe2B
286,6(3)
―
―
―
―
―
25 0 76 24 Fe2B +
+ (αδ-Fe)
509,4(2)
285,6(5)
―
―
423,6(2)
―
26∗∗ 0 54,1 45,9 FeB +
+ Fe2B
407,0(2)
511,4(7)
549,7(2)
―
294,3(1)
425,7(7)
∗∗ 74,6 0 25,4 (Mo) +
+ Mo2В
314,8(1)
554,8(1)
―
―
―
473,9(1)
∗∗ 49,8 0 50,2 β-MoВ +
+ MoВ2 +
+ α-MoВ
312,9(3)
303,6(2)
307,(3)
848,0(9)
―
―
311,4(3)
305,6(9)
1677,0(9)
∗ Номери сплавів використані в рис. 1―6. ∗∗ Лігатура.
8
Мікроструктуру сплавів вивчали методами оптичної та скануючої
електронної мікроскопії (СЕМ). Мікротвердість фаз визначали на приладі
ПМТ-3. Металографічні шліфи готували стандартним способом,
використовуючи кислотний травник (водний розчин HF та HNO3).
Результати дослідження та їх обговорення
Отримані в нашій роботі фазовий склад (табл. 2), дані ДТА (табл. 3) і
мікроструктура бінарних сплавів системи В―Fe відповідають прийнятій у
роботі [8] діаграмі стану (див. рис. 1). У литих сплавах фазу Fe3B не
спостерігали.
Температури початку і кінця плавлення подвійних сплавів Fe―Mo на
кривих нагріву узгоджуються з температурами солідуса і ліквідуса за
прийнятою діаграмою стану (див. рис. 2). Проте фазовий склад сплавів і їх
мікроструктура свідчать про яскраво виражену схильність до
переохолодження. Характерна особливість литих сплавів цієї системи ―
відсутність R-фази Mo2Fe3. У подвійних сплавах (як і в потрійних) тих
областей, у яких вона повинна кристалізуватись із розплаву відповідно до
діаграми стану (склади № 19, 20 і 21), в литих сплавах спостерігаються
низькотемпературні λ-MoFe2 або μ-Mo6Fe7 фази разом із (αδ-Fe) або
σ-MoFe (табл. 2). Для детальнішого з’ясування способу кристалізації
сплавів цієї системи потрібні додаткові дослідження.
За даними РФА, в досліджених потрійних сплавах існують фази на
основі αδ-Fe і молібдену, μ-Mo6Fe7, σ-MoFe, β-МоВ та потрійна сполука
Mo2FeB2 (рис. 3, табл. 2). Як і в подвійних Fe―Mo сплавах, R-фаза не
спостерігається. Криві нагріву та охолодження окремих потрійних сплавів
наведено на рис. 4. На цьому рисунку вказано температури фазових
перетворень, що відповідають початку і завершенню плавлення на
кривих нагріву, та ефекти кристалізації на кривих охолодження. Ці
температури для всіх досліджених сплавів наведено в табл. 3, а для сплавів
із вмістом бору 12% (ат.) також представлені на рис. 5.
Методом РФА в литому сплаві складу 65Fe―10Мо―25B (№ 1)
виявлено дві фази: (αδ-Fe) і Mo2FeB2. В мікроструктурі цього сплаву
спостерігали світлі дендрити первинної фази Mo2FeB2 і евтектику (рис. 6).
Ознак кристалізації потрійної фази складу Mo0,2Fe2,8B не виявлено. Сплав
складу 20Fe―40Мо―40B (№ 2), що відповідає тернарній фазі Mo2FeB2, за
даними РФА, крім фази Mo2FeB2, містить борид β-MoB (рис. 3, а; табл. 2).
Його мікроструктура (рис. 6) близька до однофазної, містить крупні
поліедричні зерна потрійного бориду Mo2FeB2, що мають високу
мікротвердість. Така мікроструктура свідчить про конгруентний спосіб
плавлення потрійної сполуки Mo2FeB2, температура якого, за даними ДТА,
вище 2000 оС.
В мікроструктурах литих сплавів із вмістом 85―79% (ат.) заліза та
12% (ат.) бору (№ 3―5) спостерігаємо дендрити ОЦК фази на основі αδ-Fe,
що кристалізувалась первинно, та евтектику (рис. 6). Найнижча у потрійній
системі і практично однакова температура початку плавлення для цих сплавів
1120 оС (рис. 5) та дані щодо обмежуючих подвійних систем і фазових
рівноваг при 1000 і 1050 оС [5, 6] вказують на те, що всі ці сплави, а також
сплави складів 76Fe―12Мо―12B і 73Fe―15Мо―12B (№ 6 і 7) містять три-
фазну евтектику (αδ-Fe) + Fe2B + Mo2FeB2, хоча рентгенографічно фіксуються
9
Т а б л и ц я 3. Мікротвердість структурних складових та
температури фазових перетворень за даними ДТА литих сплавів
Склад сплаву,
% (ат.)
Мікротвердість HV,
ГПа
(P = 0,49 або 0,98 H)
Температура фазових
перетворень, °С
Ефекти на
кривих нагріву
Номер
спла-
ву∗
Мо
Fe
B
Структурні
складові
сплаву Структур-
на скла-
дова
HV
Солі-
дус
Лік-
відус
Ефекти на
кривих
охолод-
ження
1 10 65 25 (αδ-Fe) + евтек-
тика ((αδ-Fe) +
+ Mo2FeB2 + Fe2B)
Евтекти-
ка
9―14 1120
1535 1520,
1215,
1110
2 40 20 40 Mo2FeB2 + β-MoB Mo2FeB2 27 До 2000 °С не плавиться
(αδ-Fe) 4,5 3 3 85 12 (αδ-Fe) + евтекти-
ка + ((αδ-Fe) +
+ Mo2FeB2 + Fe2B)
Евтекти-
ка
7―8
1123
1266 1235,
1112,
1098
4 6 82 12 (αδ-Fe) + евтек-
тика ((αδ-Fe) +
+ Mo2FeB2 + Fe2B)
Евтекти-
ка
6 1122 1245 1234,
1171,
1105
5 9 79 12 (αδ-Fe) + евтек-
тика ((αδ-Fe) +
+ Mo2FeB2 + Fe2B)
Евтекти-
ка
5
1122
1268 1222,
1081
6 12 76 12 (αδ-Fe) + евтек-
тика ((αδ-Fe) +
+ Mo2FeB2 )
Евтекти-
ка
4,5
1230 1296 1269
7 15 73 12 (αδ-Fe) + евтек-
тика ((αδ-Fe) +
+ Mo2FeB2)
Евтекти-
ка
5
1270 1328 1316, 1282
Евтектика 4 8 18 70 12 (αδ-Fe) + евтектика
((αδ-Fe) + Mo2FeB2 +
+ Mo6Fe7)
Mo6Fe7 7,5
1300
― 1392, 1301
9 25 63 12 (αδ-Fe) + евтек-
тика ((αδ-Fe) +
+ Mo2FeB2 + Mo6Fe7)
Евтекти-
ка
6,5
1300
1393 1383, 1295
Евтектика 7,5 10 32 56 12 (αδ-Fe) + евтектика
((αδ-Fe) + Mo2FeB2 +
+ Mo6Fe7)
Mo6Fe7 15
1300 1386 1356, 1295
11 37 51 12 Евтектика
(Mo2FeB2 + Mo6Fe7)
Евтекти-
ка
9―10 1376 1447 1376, 1357
Евтектика 9―1012 41 47 12 Евтектика
(Mo2FeB2 + Mo6Fe7) Mo6Fe7 14
1366 1503 1496, 1420,
1359
13 47 41 12 Евтектика
(Mo2FeB2 +
+ Mo6Fe7) + (Mo)
Евтекти-
ка
10
1460 1636 ―
19 26 74 0 (αδ-Fe) + MoFe2 (MoFe2 11,5 1457 1478 1347, 1271
20 33,5 66,5 0 Mo6Fe7 Mo6Fe7 11 1454 1580 1472, 1453
21 37,4 62,6 0 Високодисперсна
структура
― ― 1346 1585 1523, 1370,
1322
Mo6Fe7 9 22 41 59 0 Mo6Fe7 +
+ MoFe MoFe 10,5
1348 1620 1432, 1411,
1353, 1312
MoFe 9 23 57 43 0 MoFe +
+ (Mo) (Mo) 11
1610 1890 1723,
1590
(αδ-Fe) 2,3 24 0 88 12 (αδ-Fe) + евтектика
((αδ-Fe) +Fe2B) Евтектика 7,5
1150 1395 1249,
1118
Fe2B 14 25 0 76 24 Fe2B + евтектика
((αδ-Fe) + Fe2B) Евтектика 5
1149 1335 1268,
1151
26 0 54,1 45,9 FeB (первинна) + Fe2B FeB 15,5 1390 1615 1585, 1375
∗ Номери сплавів використані в рис. 1―6.
10
а
б
в
г
лише дві фази: (αδ-Fe) і Mo2FeB2 (табл. 2; рис. 3, б). Сплав № 6 складається
переважно з евтектики, тому важко визначити первинну фазу (рис. 6). Сплав
№ 7 повністю евтектичний і не містить первинно кристалізованих фаз
(рис. 6). Можливо, евтектична складова включає моноваріантну двофазну
евтектику (αδ-Fe) + Mo2FeB2 і трифазну (αδ-Fe) + Fe2B + Mo2FeB2. Чітко
видно, що кількість первинно кристалізованої фази (αδ-Fe) у сплавах складів
(85―76)Fe―(3―15)Мо―12B (№ 3―6) зменшується зі збільшенням вмісту в
них молібдену. Це означає, що моноваріантна евтектична крива спільної
кристалізації фаз із збільшенням вмісту молібдену наближається до
ізоконцентрати бору 12% (ат.), на якій знаходяться склади сплавів, і
перетинає її в точці складу сплаву № 7.
Методом РФА в сплавах складу (63―70)Fe―(18―25)Мо―12B (№ 8 і 9)
виявили ті самі фази (αδ-Fe) і Mo2FeB2, а в сплаві 63Fe―25Мо―12B (№ 9),
додатково до вказаних, ― ще й фазу μ-Mo6Fe7 (табл. 2; рис. 3, в).
Мікроструктура цих двох сплавів дуже близька: спостерігається одна й та
сама інтерметалідна первинно кристалізована фаза (світлі гладенькі зерна)
2Θ, град
Рис. 3. Рентгенограми литих сплавів системи В―Fe―Mo
(% (ат.)): а ― сплав № 2 складу 20 Fe―40Мо―40В;
б ― № 5, 79Fe―9Мо―12В; в ― № 9,
63Fe―25Мо―12В; г ― № 12, 47Fe―41Мо―12В: ♦ ―
Мо2FeВ2; ■ ― (αδ-Fe); ● ― μ-Мо6Fe7; ∆ ― β-МоВ;
* ― σ-МоFe.
11
1100 1300 15001200 1400 T, C°
№ 5
1268
1122
13281270
№ 7
№ 10
1300
1386
№ 11
1376 1447
№ 12
1366 1503
Т, оС
Рис. 4. Диференційні криві нагріву (→) та охолодження
(←) литих сплавів системи B―Fe―Mo (номер кривої
відповідає складу сплаву в табл. 2, 3. Температури початку і
завершення плавлення (перша і друга стрілки ↑ відповідно)
та ефекти кристалізації на кривих охолодження (↓).
Рис. 5. Концентраційна залежність температур початку
і кінця плавлення та початку кристалізації за да-
ними ДТА для сплавів з вмістом бору
12 ат.%:
1- початок плавлення, 2 - кінець плавлення, 3 -
початок кристалізації. Цифри - номери сплавів.
B-Fe-Mo
0 10 20 30 40 aт.% Mo
1000
1200
1400
1600
T, °C
3 4 5
624
7 8 9 10
11 12
13
1
2
3
−
−
−
Т, С о
% (ат.) Мо
Рис. 5. Концентраційна залежність температур початку і
кінця плавлення та початку кристалізації за даними ДТА для
сплавів В―Fe―Мо з вмістом бору 12% (ат.): ▲, ∆ ―
початок та кінець плавлення; * ― початок кристалізації.
Цифри ― номери сплавів.
12
та евтектика (рис. 6). Зерна первинно кристалізованої фази, яку ми трактуємо
як μ-Mo6Fe7 на підставі її мікротвердості і даних РФА, не містять жодних
ознак перетворення в твердому стані. Це може вказувати на те, що ця фаза
кристалізується безпосередньо з переохолодженої рідини, а не утворюється
при охолодженні в твердому стані в результаті перитектичного перетво-
рення за участю високотемпературної R-фази Mo2Fe3, як можна було б
очікувати, виходячи із будови подвійної системи Fe―Mo.
За даними РФА, у сплавах складу (47―56)Fe―(32―41)Мо―12B
(№ 10―12) містяться μ-фаза (Mo6Fe7) як основна і Mo2FeB2. Крім того, в
сплаві № 10, додатково до вказаних, виявлена фаза (αδ-Fe), а в сплаві
№ 12 ― σ-фаза (MoFe) в невеликій кількості. Про наявність σ-фази
свідчила лише одна слабка лінія з індексами (410) на рентгенограмах
цього сплаву (як і для сплаву № 13 складу 41Fe―47Mo―12B), що не
накладалася на лінії інших фаз (див. рис. 3, г). На теоретичній
рентгенограмі σ-фази інтенсивність цієї лінії становить 80%. Інші лінії
σ-фази з такою самою або більшою інтенсивністю співпали з лініями
μ-фази Mo6Fe7. Металографічно у цих сплавах μ-фаза Mo6Fe7 спостері-
гається у вигляді дендритів (рис. 6), відносна кількість яких зростає при
збільшенні вмісту молібдену. В зернах цих дендритів не виявлено слідів
перетворень у твердому стані. Очевидно, що і в цих сплавах μ-фаза
кристалізується з переохолодженого розплаву, можливо, як первинна.
13
Цікаво, що потрійні сплави містять менше σ-фази (MoFe) і більше μ-фази
Mo6Fe7 порівняно з відповідними бінарними сплавами Fe―Mo складу
(43―59)Fe―(41―57)Mo (№ 22 і 23), тобто при близькому вмісті
молібдену. При побудові проекції поверхні ліквідуса (рис. 6)
припускається, що в області складів (47―56)Fe―(32―41)Мо―12B
первинно кристалізується σ-фаза (MoFe), однак це питання потребує
подальшого вивчення. В мікроструктурі сплаву 41Fe―47Mo―12В (№ 13),
наступного за вмістом молібдену на перерізі 12% (ат.) бору, чітко
проявились дендрити первинної ОЦК фази на основі молібдену.
Попередній варіант проекції поверхні ліквідуса потрійної системи в
області, багатій на залізо (рис. 6), побудовано за даними про фази, що
кристалізуються первинно, за результатами ДТА потрійних литих сплавів
та на базі діаграм стану бінарних обмежуючих систем. Поверхня ліквідуса
включає поля первинної кристалізації фаз на основі FeB, Fe2B, αδ-Fe,
Mo2FeB2, Mo2Fe3 (R), MoFe (σ) та Mo (рис. 6). Склад трифазної евтектики
знаходиться поблизу сплавів № 5 і 6 при 75Fe―11Мо―14В. Температура
відповідної евтектичної нонваріантної рівноваги ― 1120 оС (рис. 5, 6).
З урахуванням напрямку зміни температур плавлення сплавів та будови
діаграми стану Fe―Мо зроблено висновок про існування нонваріантних
чотирифазних рівноваг:
LU2 + (Mo) ⇔ Mo2FeB2 + (FeMo);
LU3 + (FeMo) ⇔ Mo2FeB2 + (Mo2Fe3) при 1370 оС;
LU4 + Mo2Fe3 ⇔ Mo2FeB2 + (αδ-Fe) при 1300 оС.
Склади рідкої фази, що знаходиться в цих нонваріантних рівновагах із
твердими фазами, на рис. 6 показані приблизно.
Значення мікротвердості НV фаз і евтектик наведені в табл. 3. Для
(αδ-Fe) НV становить 4,5 ГПа. Мікротвердість інтерметалідної фази
μ-Mo6Fe7 ― ∼11 ГПа, потрійної сполуки Mo2FeB2 ― 27 ГПа.
Мікротвердість евтектичної складової залежить від складу сплаву: у спла-
вах № 3―6 ― 5,5 ГПа; у сплавах № 7, 8 ― 4,5 ГПа, у сплавах № 9―11 ―
7 ГПа, а в сплаві № 12 ― 9,5 ГПа.
Висновки
Встановлено, що кристалізація сплавів потрійної системи B―Fe―Mo
(як і подвійної Fe―Mo) на поду електродугової печі відбувається
нерівноважно: із переохолодженого розплаву кристалізується μ-фаза
(Mo6Fe7), а не R-фаза (Mo2Fe3), як слід було б очікувати за діаграмою
стану системи Fe―Mo. Фаза μ-(Мо6Fe7) кристалізується первинно у
сплавах ізоконцентрати 12% (ат.) В при вмісті молібдену 18―41% (ат.).
Підтверджено існування потрійної сполуки Mo2FeB2; встановлено, що
вона плавиться конгруентно. Фази в області існування високотемпе-
ратурного бориду Fe3B (Mo2Fe13B5 чи Mo0,2Fe2,8B) не виявлено.
Вперше побудовано попередній варіант проекції поверхні ліквідуса
для багатої на залізо області системи. Встановлено температуру
нонваріантної евтектичної рівноваги LЕ ↔ (αδ-Fe) + Fe2B + Mo2FeB2 ―
1120 оС.
Найнижчу мікротвердість (4,5 ГПа) має фаза на основі αδ-Fe; найвищу
(27 ГПа) ― потрійна сполука Mo2FeB2. Мікротвердість евтектичної
складової сплавів залежить від складу і змінюється в межах 4,5―9,5 ГПа.
14
Автори висловлюють вдячність доктору хімічних наук, професору
Т. Я. Великановій за плідне обговорення результатів, Л. А. Думі та
В. М. Петюху ― за допомогу в проведенні експерименту.
1. Takagi K. Development and application of high strength ternary boride base
cermets // J. Solid State Chem. ― 2006. ― 179. — P. 2809―2818.
2. Youngguo W., Zhaoqian L. Development of ternary-boride-based hard cladding
material // Mater. Res. Bull. ― 2002. ― 37. — P. 417―423.
3. Кублій В. З., Бондар А. А., Уткін С. В. та ін. Фазові рівноваги в нікелевому
куті системи Mo―Ni―B при близьких до плавлення температурах //
Порошковая металлургия. ― 2008. ― № 3/4. ― С. 69―83.
4. Korniyenko K., Bondar A. Boron―iron―molybdenum // Landolt-Börnstein,
Numerical Data and Functional Relationships in Science and Technology (New
Series) Group IV: Physical Chemistry. Vol. 11C3, Berlin, Heidelberg: Springer-
Verlag, 2007. ― P. 354―367.
5. Гладышевский Е. И., Федоров Т. Ф., Кузьма Ю. Б., Сколоздра Р. В.
Изотермическое сечение системы молибден―железо―бор // Порошковая
металургия. — 1966. — № 4. — С. 55—60.
6. Haschke H., Nowoyny H., Benesovsky F. Investigation in the ternary systems {Mo,
W} – {Fe, Co, Ni}―B // Monatsh. Chem. ― 1966. ― 97, No. 5. ― P. 1459―1468.
7. Leithe-Jasper A., Klesnar H., Rogl P. et al. Reinvestigation of isothermal section in
M (M = Mo, W)―Fe―B ternary systems at 1323 K (in Japanese) // J. Jpn. Inst.
Met. ― 2000. ― 64, No. 2. ― P. 154―162.
8. Massalski T. B., Subramanian P. R., Okomoto H., Kasprzak L. Binary Alloy Phase
Diagrams. ― 3 vols. ― Ohio: ASM Internat., Materials Park, 1990. ― 3589 p.
9. Villars P., Calvert L. D. Pearson's Handbook of Crystallographic Data for
Intermetallic Phases. ― 4 vols. ― Ohio: ASM Internat., Materials Park, 1991. ―
3566 p.
10. Хансен М., Андерко К. Структуры двойных сплавов: (Справ.). ― М.:
Металлургиздат, 1962. ― Т. 1. ― 608 с.
11. Raghavan V. The B―Fe―Mo (boron–iron–molybdenum) system // Phase
Diagrams of Ternary Iron Alloys. ― Calcutta: Indian Institute of Metals, 1992. ―
6A. ― P. 365―369.
12. Khan Y., Kneller E., Sostarich M. Stability and crystallization of amorphous iron–
boron alloys obtained by quenching from melt // Z. Metallk. ― 1982. ― 72,
No. 8. ― P. 553―557.
13. Khan Y., Kneller E., Sostarich M. The phase Fe3B // Ibid. ― 1982. ― 73,
No. 10. ― P. 624―626.
14. Rogl P. The system B―N―Mo // Phase Diagrams of Ternary Boron Nitride and
Silicon Nitride Systems. ― Ohio: ASM Internat., Materials Park, 1992. ―
P. 33―36.
15. Rieger W., Nowotny H., Benesovsky F. The crystal structure of Mo2FeB2
(in German) // Monatsh. Chem. ― 1964. ― 95. ― P. 1502―1503.
16. Hallemans B., Wollants P., Roos J. R. Thermodynamic reassessment and
calculation of the Fe―B phase diagram // Z. Metallkd. ― 1994. ― 85, No. 10. ―
P. 676―682.
17. Диаграммы состояния двойных металлических систем: (Справ.). В 3-х т.
Т. 1. ― М.: Машиностроение, 1996. ― 992 с.
18. Кочержинский Ю. А., Шишкин Е. А., Василенко В. И. Аппарат для ДТА с
термопарным датчиком до 2200 оС // Диаграммы состояния металлических
систем. ― М.: Наука, 1971. ― С. 245―249.
15
Результати дослідження та їх обговорення
|
| id | nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-28621 |
| institution | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| issn | XXXX-0073 |
| language | Russian |
| last_indexed | 2025-12-07T17:14:19Z |
| publishDate | 2008 |
| publisher | Інститут проблем матеріалознавства імені І.М. Францевича НАН України |
| record_format | dspace |
| spelling | Кублій, В.З. Уткін, С.В. Лисенко, С.І. Бондар, А.А. 2011-11-15T15:50:20Z 2011-11-15T15:50:20Z 2008 Структура та фазові перетворення в литих сплавахсистеми B-Fe-Mo, багатих на залізо / В.З. Кублій, С.В. Уткін, С.І. Лисенко, А.А. Бондар // Современные проблемы физического материаловедения: Сб. научн . тр. — К.: ІПМ НАН України, 2008. — Вип. 17. — 3-15. — Бібліогр.: 18 назв. — укр. XXXX-0073 https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/28621 669.017 Методами рентгенівського фазового, диференційного термічного та металографічного аналізів досліджено багаті на залізо литі сплави системи B―Fe―Mo. Особливостями вивчених сплавів є кристалізація трифазної евтектики (αδ-Fe) + Fe2B + Mo2FeB2 при 1120 °С, кристалізація μ-фази (Мо6Fe7) з розплаву та конгруентне плавлення тернарної фази Mo2FeB2. Запропоновано проекцію поверхні ліквідуса для багатої на залізо області складів. ru Інститут проблем матеріалознавства імені І.М. Францевича НАН України Современные проблемы физического материаловедения Структура та фазові перетворення в литих сплавахсистеми B-Fe-Mo, багатих на залізо Article published earlier |
| spellingShingle | Структура та фазові перетворення в литих сплавахсистеми B-Fe-Mo, багатих на залізо Кублій, В.З. Уткін, С.В. Лисенко, С.І. Бондар, А.А. |
| title | Структура та фазові перетворення в литих сплавахсистеми B-Fe-Mo, багатих на залізо |
| title_full | Структура та фазові перетворення в литих сплавахсистеми B-Fe-Mo, багатих на залізо |
| title_fullStr | Структура та фазові перетворення в литих сплавахсистеми B-Fe-Mo, багатих на залізо |
| title_full_unstemmed | Структура та фазові перетворення в литих сплавахсистеми B-Fe-Mo, багатих на залізо |
| title_short | Структура та фазові перетворення в литих сплавахсистеми B-Fe-Mo, багатих на залізо |
| title_sort | структура та фазові перетворення в литих сплавахсистеми b-fe-mo, багатих на залізо |
| url | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/28621 |
| work_keys_str_mv | AT kublíivz strukturatafazovíperetvorennâvlitihsplavahsistemibfemobagatihnazalízo AT utkínsv strukturatafazovíperetvorennâvlitihsplavahsistemibfemobagatihnazalízo AT lisenkosí strukturatafazovíperetvorennâvlitihsplavahsistemibfemobagatihnazalízo AT bondaraa strukturatafazovíperetvorennâvlitihsplavahsistemibfemobagatihnazalízo |