ПЛАЗМЕННЫЕ ПОКРЫТИЯ ИЗ МЕХАНИЧЕСКИ СИНТЕЗИРОВАННЫХ КОМПОЗИЦИОННЫХ ПОРОШКОВ НА ОСНОВЕ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО-АЛЮМИНИЙ»

https://doi .org/10.21122/1683-6065-2020-3-84-92 Поступила 15.05.2020

УДК 55.09.43 Received 15.05.2020

ПЛАЗМЕННЫЕ ПОКРЫТИЯ ИЗ МЕХАНИЧЕСКИ СИНТЕЗИРОВАННЫХ КОМПОЗИЦИОННЫХ ПОРОШКОВ НА ОСНОВЕ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО-АЛЮМИНИЙ»

Ф. Г. ЛОВШЕНКО, А. С. ФЕДОСЕНКО, Белорусско-Российский университет, г. Могилев, Беларусь, пр. Мира, 43. E-mail: fedosenkoas@tut.by

Установлены закономерности формирования плазменных покрытий, получаемых из порошков на основе системы Fe - Al, синтезируемых методом реакционного механического легирования. Выявлено влияние режимов обработки композиций в механореакторе на свойства покрытий. Предложен эффективный способ управления пористостью покрытий из разработанных порошков, в основу которого положено изменение мощности, потребляемой установкой.

Плазменные покрытия имеют неравновесный фазовый состав, который в отличие от равновесного включает широкую гамму оксидов металла основы и легирующих элементов, образующихся в процессе напыления. Покрытия при этом сохраняют субмикро- микрокристаллический тип структуры порошков с высокоразвитой границей зерен и субзерен. Основой покрытий является интерметаллид FeAl. В роли упрочняющих фаз выступают ультрадисперсные соединения интерметаллидов и оксидов.

Отжиг порошков оказывает значительное влияние на структуру и свойства покрытий и, в первую очередь, на слои из композиций с комплексным легированием оксидами. Термическая обработка способствует увеличению плотности и твердости покрытий и снижению пористости. Исследование образцов покрытий после отжига при высоких температурах свидетельствует о высокой жаропрочности и сохранении микрокристаллического типа структуры их основы.

Ключевые слова. Реакционное механическое легирование, плазменное напыление, плазменные покрытия, отжиг, фазовый

состав, микроструктура, твердость, пористость, FeAl. Для цитирования. Ловшенко, Ф. Г. Плазменные покрытия из механически синтезированных композиционных порошков на основе системы «железо-алюминий» / Ф. Г. Ловшенко, А. С. Федосенко // Литье и металлургия. 2020. №3. С. 84-92. https://doi.org/10.21122/1683-6065-2020-3-84-92.

PLASMA COATINGS MADE OF MECHANICALLY SYNTHESIZED COMPOSITE POWDERS BASED ON THE «IRON-ALUMINUM» SYSTEM

F. G. LOVSHENKO, A. S. FEDOSENKO, Belarusian-Russian University, Mogilev, Belarus, 43, Mira Ave. E-mail: fedosenkoas@tut. by

The regularities of the formation ofplasma coatings obtained from powders based on the Fe-Al system synthesized by the reaction mechanical alloying method are established. The influence of the processing modes of the compositions in the mechano-reactor on the properties of coatings is revealed. An effective method for controlling the porosity of coatings from developed powders based on a change in the power consumed by the installation is proposed.

Plasma coatings have a nonequilibrium phase composition, which, in contrast to the equilibrium one, contains a wide range of metal oxides of the base and alloying elements formed during the spraying. The coating retains submicra - microcrystalline type of structure ofpowders with a highly developed grain and subgrain boundary. The basis of the coating is intermetallic FeAl. The role of hardening phases is played by ultrafine compounds of intermetallics and oxides.

Powder annealing has a significant effect on the structure and properties of coatings and, first of all, on layers from compositions with complex alloying with oxides. Heat treatment increases the density and hardness of coatings and reduces porosity. The study of coating samples after high temperature indicates high heat resistance and the preservation of the microcrystalline type of structure of their bases.

Keywords. Reaction mechanical alloying, plasma spraying, plasma coatings, annealing, phase composition, microstructure, hardness, porosity, FeAl.

For citation. Lovshenko F. G., Fedosenko A. S. Plasma coatings made of mechanically synthesized composite powders based on the «iron-aluminum» system. Foundry production and metallurgy, 2020, no. 3, pp. 84-92. https://doi.org/10.21122/ 1683-6065-2020-3-84-92.

Введение

Газотермические покрытия на основе системы «железо-алюминий» выгодно отличаются от других высокими значениями жаропрочности, твердости, износостойкости, жаростойкости, коррозионной стойкости, низкой плотностью [1-7] . Они эффективны как для поверхностного упрочнения, так и для восстановления деталей из доступных дешевых низколегированных металлических сплавов, обеспечивая их необходимую работоспособность в экстремальных условиях . Применение покрытий на основе этой системы в ряде случаев позволяет заменить высоколегированные стали низколегированными или углеродистыми без снижения стойкости изделий, работающих в жестких температурно-силовых и агрессивных условиях . Наиболее перспективным способом получения как двойных, так и многокомпонентных порошков на основе системы «железо-алюминий» является реакционное механическое легирование [8, 9] . Оптимальные составы шихты и условия реализации этого процесса обеспечивают производство композиционных субмикрокристаллических наноструктурных комплексно-упрочненных жаропрочных модифицирующих материалов, структура, фазовый состав и свойства которых, включая и жаропрочность, наследуются покрытиями, получаемыми из них [10] . При этом следует отметить, что технологии производства механически синтезированных порошков и покрытий из них находятся на стадии становления . В связи с этим достижение цели данной работы, направленной на установление закономерностей формирования фазового состава, структуры и свойств плазменных покрытий из механически легированных композиционных порошков на основе системы «железо-алюминий», является важной и актуальной

Состав, структура и свойства применяемых механически легированных порошков;

оборудование и методики исследования

Порошки для покрытий получали реакционным механическим легированием в механореакторе вибрационного типа, обеспечивающего ускорение рабочих тел до 150 мс-2 . Исходный состав, технология и оптимальные режимы механосинтеза композиционных порошков приведены в работе [1] . При этом условия обработки шихты соответствовали оптимальным для механического легирования систем на основе железа . В качестве базовой выбрана одна из наиболее перспективных композиций <^е - 30 % А1» . Основным легирующим компонентом - поставщиком кислорода, необходимым для образования наноразмерных частиц оксидов алюминия, обеспечивающих дисперсное упрочнение и выполняющих роль модификатора, являлся порошок оксид железа Fe2Oз, который вводили в базовую шихту в количестве до 15,7 % общей массы шихты . В этом случае при полном взаимодействии легирующего оксида с алюминием, имеющим место в процессе реализации процессов механического легирования, отжига полученного композиционного порошка, и нанесении покрытия должно образовываться 10 % А^Оз и 11 % Fe . С целью установления влияния природы легирующего оксида на протекающие процессы и свойства покрытий дополнительно исследованы системы, легированные оксидами никеля (№203) и молибдена (М0О3) в количестве, теоретически необходимом для образования до 9 % А^Оз

Для упрощения записи составов исследуемых композиций была принята условная система обозначений . Так, например, ЖА30 - ДУ1(5), первая группа букв и цифр - ЖА30 - показывает состав основы композиции ^е + 30 % А1), ДУ - композиция, содержащая легирующие оксиды, первая цифра после ДУ - вводимый оксид (1 - Ре203; 2 - №203; 3 - Мо03), а цифра в скобках - расчетное содержание в материале оксида алюминия (А1203) .

При этом исходили из того, что для образования 1 г оксида алюминия (А12О3) необходимо 1,57 г Fe20з, 1,63 г М203, 1,41 г МоО3 и 0,53 г алюминия .

Исходными компонентами для получения разрабатываемых материалов служили стандартные порошки железа - ПЖРВ (ГОСТ 9849-86), алюминия - ПА-4 (ГОСТ 6058-73) . Также использовали порошки марки «Ч»: оксида железа Fe203 (ГОСТ 4173-77), оксида никеля №203 (ТУ 6-09-02-274-78), оксида молибдена МоО3 (ТУ 48-19-549-94) При проведении исследований учитывали содержание кислорода и углерода в порошке железа, которое составляло примерно 0,25 и 0,15 % соответственно . Наличие других примесей во внимание не принимали

Для более полного понимания процессов, имеющих место при плазменном нанесении покрытий, представляется целесообразным привести основные данные по формированию фазового состава, структуры и свойств механически легированных порошков приведенных выше систем Отметим, что независимо от состава при обработке шихты в механореакторе имеют место механически активируемые структурные и фазовые превращения, продуктом которых являются термодинамически неравновесные

по фазовому составу термореагирующие композиционные частицы порошка, размер основной части которых находится в пределах 20-100 мкм . На микроскопическом уровне они химически гомогенны . Механически активируемые структурные превращения приводят к диспергированию зерен основы до размера, не превышающего 0,1 мкм, с разделением их на блоки величиной не более 25 нм . При этом плотность дислокаций, располагающихся, как правило, по границам зерен и субзерен, стабилизированных рентгеноаморфными кластерами оксидов алюминия, составляет 1010-10п см-2 . Кроме того, для всех механически легированных порошков характерно наличие включений размером менее 0,1 мкм, содержание которых в зависимости от их природы и условий механосинтеза изменяется в широких пределах и может достигать 50 % от исходного . Структура основы относится к субмикрокристаллическому типу. Несмотря на то что механически легированные порошки являются термодинамически неравновесными системами, приведенное строение композиционных частиц определяет высокую стабильность структуры основы и их жаропрочность [10] .

Вместе с тем, следует отметить, что протекание механически активируемых фазовых превращений при обработке шихты в механореакторе в исследуемых композициях рентгеновским методом прямо не установлено . Косвенно на их реализацию указывает снижение в 1,3-2,0 раза интенсивности основных дифракционных линий с одновременным увеличением в 2,0-3,0 раза их физического уширения (табл. 1) .

Таблица 1. Значения физического уширения дифракционных линий основных компонентов композиции состава ЖА10 - ДУ1

Обработка порошка a-Fe a-Fe2Ü3

PU(yl0 3 рад Р22010 3 РаД Pi«10-3 РаД

Исходное 4,667 7,962 3,87

Механоактивация 8,996 20,719 14,03

Покрытие на стали 6,679 24,997 -

Отмечается также заметное отклонение центра «тяжести» основных линий от положения равновесия [13] и существенное снижение теплосодержания механически легированных порошков систем «Fe - Al - легирующий оксид (Fe2Ü3, NÍ2O3, M0O3)», а также уменьшение количества алюминия и исходных легирующих оксидов в них. Все эти факторы, включающие и высокие значения микротвердости, а также жаропрочности механически легированных порошков, однозначно указывают на протекание механически активируемых фазовых превращений, наиболее важными из которых являются окислительно-восстановительные . При этом механически синтезированные порошки являются комплексно-упрочненными Основными видами упрочнения, определяющими способность сохранять структуру и свойства материала в широком интервале температур, верхнее значение которого достигает температуры плавления основы, служат тесно связанные между собой зернограничное и дисперсное . Следует отметить, что в процессе термического воздействия на механически синтезированные порошки, имеющего место при их отжиге и/или напылении, образующиеся наноразмер-ные (менее 20 нм) частицы AI2O3 играют роль модификаторов первого рода, что способствует формированию плазменных покрытий с субмикрокристаллическим типом структуры [10]

Для покрытий использовали композиционные порошки непосредственно после механосинтеза, а также подвергнутые последующему отжигу в печи SNOL 30 / 1100. В качестве защитной атмосферы применяли аргон . Нанесение покрытий осуществляли плазмотроном оригинальной конструкции (аналог ПУН-1), работающим на воздушно-пропановой плазмообразующей смеси . Следует отметить, что одним из важнейших факторов, оказывающих влияние на свойства получаемых покрытий и, прежде всего, на их плотность, является мощность, потребляемая плазмотроном, оптимальное значение которой, в свою очередь, связано с «теплосодержанием» напыляемых порошков . В зависимости от величины последнего фактора рассматриваемые в данной работе механически легированные порошки условно делятся на две группы: с низким и высоким «теплосодержанием» . К первой относится базовая композиция ЖА30, обеспечивающая при взаимодействии между компонентами повышение температуры не выше 300 К. «Теплосодержание» композиций второй системы «ЖА30 - ДУ» в 2,5-3,0 раза выше

Фазовый состав и структуру материалов исследовали стандартными методами рентгеноструктур-ного анализа (дифрактометр «ДРОН-3») и сканирующей электронной микроскопией (Tescan VEGA II SBH) . Микротвердость определяли на приборе Indentec ZHV, а износостойкость исследовали в соответствии с ГОСТ 23 .224-86 .

Результаты исследования.

Закономерности формирования структуры, фазового состава и свойств плазменных покрытий

Структура и свойства покрытий из порошков, не подвергавшихся термической обработке.

Механически легированные порошки базовой композиции, отличающиеся относительно низким теплосодержанием, напыленные при оптимальном значении мощности

При реализации плазменного напыления порошков, комплексно-легированных оксидами (МоОз, №203, Fe2Oз), по режиму, оптимальному для термонейтральных или близких к ним по теплосодержанию композиций (мощность плазмотрона ~ 50 кВт), например ЖА30, твердость получаемых покрытий линейно увеличивается (рис . 3, а), а плотность снижается (рис . 3, б). Негативное влияние на последнее свойство возрастает с увеличением теплосодержания применяемого порошка и при его значении, обеспечивающем повышение температуры частиц более чем на 300 К, пористость достигает 5 % . Эта величина «теплового эффекта» условно принята в качестве базового значения при делении порошков на термонейтральные и термореагирующие . Следует отметить, что при примерно одинаковом теплосодержании исходных смесей механически активируемые превращения в шихте с Мо03, одним из основных продуктов которых являются кластеры А12О3, в сравнении с системами, содержащими №203, Fe2Oз, получают большее развитие . На это однозначно указывает тот факт, что после обработки в механореакторе композиционный порошок из шихты, одним из компонентов которой является Мо03, по теплосодержанию минимум в 2 раза уступает

а б

Рис.1. СтруктураплазменногопокрытияизмеханическилегированногопорошкаЖА30: а - без термообработки; б - послеотжига порошка при 830 К

Рис . 2 . Влияние времени обработки порошка ЖА30 в механореакторе натвердость(а)иотносительнуюизносостойкость(б)плазменныхпокрытий

порошкам с NÍ2O3, Fe2Ü3 и приближается к значению этого параметра в двойных системах «Fe-Al» [12]. При этом пористость покрытий, полученных из композиционного порошка, легированного 8 % МоОз, как и в материалах «Fe-Al», не превышает 5 % . В то время как при использовании порошков из шихты с NÍ2O3 и Fe2O3 она достигает 11-13 % (рис . 3, б) .

Одним из способов, эффективно влияющим на плотность покрытий из термореагирующих порошков, является величина потребляемой плазмотроном мощности . Она должна исключать перегрев напыляемого материала [10] . Установлено, что оптимальное значение мощности плазмотрона при напылении механически легированных порошков, полученных из композиций, содержащих от 3 до 16 % Fe2O3 или Ni2O3, снижается ~ с 50 до ~ 30 кВт.

Влияние термической обработки механически легированных порошков на структуру и свойства покрытий . Отжиг механически легированных порошков на основе композиций ЖА30 и ЖА30-ДУ, имеющих относительно низкое теплосодержание и условно названных термонейтральными, в интервале температур нагрева печи, верхнее значение которого достигало 970 К, заметно не влияет на структуру и исследованные свойства (твердость, износостойкость и плотность) покрытий, полученных напылением при номинальной мощности плазмотрона «50 кВт Слой характеризуется высокой плотностью и однородностью (см . рис . 1, б) .

В то же время на плотность покрытий из термореагирующих порошков группы ЖА30 - ДУ, напыленных при приведенной выше мощности плазмотрона, температура отжига оказывает существенное влияние (рис . 4, 5) .

Анализ зависимости (см . рис . 4) показывает, что превращение механически легированных порошков из термореагирующих в термонейтральные, вызванное термически активируемым взаимодействием между их компонентами, имеющим место при температуре нагрева выше 570 К и устраняющим «избыточное теплосодержание», приводит к резкому снижению пористости покрытий, получаемых из них . Следует отметить, что для покрытий, полученных напылением термообработанных порошков этого типапри потребляемой плазмотроном мощности менее 45 кВт, характерно наличие в структуре слоя нерасплавленных в плазменной струе частиц (рис . 6, а) . Содержание их в слое повышается с увеличением размера частиц порошка и уменьшением мощности струи, что может способствовать снижению механических и эксплуатационных свойств покрытий. Исходя из этого, для данной группы материалов потребляемая плазмотроном мощность не должна быть менее 45 кВт, аразмер напыляемых частиц не должен превышать 65 мкм [10]. В этом случае образуется качественное однородное покрытие (рис . 6, б, 7) .

Термиче2кое воздействие при температурах ниже 570 К является недостаточным для активации фазовых превращенийи не изменяет теплосодержание термореагирующих порошков . Как отмечалось выше, в этом случае высокая плотность покрытий достигается снижением мощности, потребляемой плазмотроном при напылении, с~ 50 до « 30 кВт. Следует отметить, что установление причины негативного влияния перегрева на плотностьпокрытий требует отдельного исследования. Вместе с тем, с большой достоверностью можно утверждать, что оно обусловлено качественным и количественным изменением в процессе напыления фазового состав3 порошков, вызванным, прежде всего, увеличением в них содержания оксидов .

Наряду с приведенной выше зависимостью пористости покрытий от температуры отжига механически легированных термореагирующих композиционных порошков исследовано также влияние этого фактора на твердость частиц и покрытий из них Напыление покрытий осуществляли при оптимальном значении мощности, потребляемой плазмотроном . Для порошков, подвергнутых отжигу ниже и выше 570 К,

Рис.3. Влияние количествалегирующегооксидависходнойшихте на твердость

Рис . 4 . Влияние температуры отжига механически легированного порошка ЖА30 - ДУ 1 (5) на пористость покрытий

Рис . 5 . Влияние количества оксида железа, вводимого в исходную шихту, на пористость плазменных покрытий: 1 - без термической обработки порошка; 2 - после отжига при Т = 870 К

а б

Рис . 6 . Структура плазменных покрытий из порошка ЖА30 - ДУ 1 (9) со средним размером частиц 85 мкм, подвергнутого отжигу в течение 1 ч при 970 К: а - потребляемая мощность 30 кВт; б - потребляемая мощность 50 кВт

а б в

Рис . 7. Микроструктура протравленного покрытия из порошка ЖА30 - ДУ 1

она составляла 30 и 50 кВт соответственно . Согласно результатам проведенных исследований, отжиг при температурах, превышающих нижнее значение температуры активации окислительно-восстановительных превращений (570 К), вызывающих формирование в комплексно-легированных системах наноразмерных тугоплавких включений оксидов алюминия, приводит к резкому увеличению твердости порошков . При этом порошки, подвергнутые термической обработке при температурах ниже 570 К, по твердости уступают покрытиям из них. В случае использования порошков, отожженныхщзи температурах выше 570 К, отмечается обратная зависимость . Максимального значения твердости порошки и покрытия достигают после отжига напыляемого материалапри температуре 850-900 К (рис. 8).

Следует отмериеь, что оеличителрнрйоогеонностью материалов данной групры, полученных по приведенной выше технологии, являются близкие значения твердости порошков, подвергнутых отжигу при температурах, активирующих фазовые превращения, и покрытий из них . Так, для материала ЖА30 -ДУ 1 (5) разница в их величине не превышает 50 НУ [13] . Как показано ниже, это явление объясняется фазовым составом материалов, основа которых после отжига представлена алюминидами железа, стабилизированными ультрадисперсными включениями оксида алюминия (А^Оз), образующегося в процессе механосинтеза и последующего отжига

Фазовый состав и структура плазменных покрытий. Основные исследования выполнены на композиции ЖА10 - ДУ 1 (10), превращения в которой являются типичными для материалов данной группы Как отмечалось ранее, при обработке в механореакторе взаимодействие между компонентами шихты, как правило, не завершается и применяемы в данном исследовании механически легированные композицирнные порышги ве ооех сл°чг9х содержонтяыьодоые компоненты или продукты их промежуточного взаимодействия Они являлись термодинамически неравновесными по фазовому

Рис . 8 . Влияние температуры отжига порошка ЖА30 - ДУ 1 (5) на твердость плазменных покрытий: 1 - твердостьпорошка; 2 - твердостьпокрытия

Рис 9 . Фрагмент дифрактограммы покрытия, сформированного механоактивированным порошком

с исходным составом ЖА10 - ДУ 1

составу термореагирующими системами . Отжиг и напыление порошков сопровождаются окислительно-восстановительными превращениями, приближающими фазовый состав формируемых покрытий к равновесному состоянию, однако последнее не достигается (рис . 9) . Помимо фаз, характерных напыляемому материалу, в покрытии присутствуют алюминид Fe3Al, низший оксид FeO и шпинель FeAl2Ü4 . Алюминий в элементарном виде не обнаруживается . Появление в слое оксидов железа связано с его взаимодействием в плазменной струе с кислородом окружающей среды

Соотношение интенсивности дифракционных линий матричной фазы a-Fe соответствует эталону. По сравнению с механически легированным порошком физическое уширение ее дифракционной линии 220 в покрытии выше, что обусловлено образованием мартенсита. При этом отношение Р220 / Рш составляет 3,74 и практически совпадает с отношением тангенсов tg022o / tgO^o, равным 3,82 . Это свидетельствует о том, что структура покрытия характеризуется высокой плотностью нескоррелированных дислокаций [14].

Анализ химического состава покрытия ЖА30 - ДУ 1 (9) (табл . 2), проведенный по точкам сканирования, свидетельствует о том, что его основу составляет интерметаллид FeAl . Высокое содержание кислорода в отдельных микрообъемах обусловлено наличием оксидов, образовавшихся при напылении покрытий в результате взаимодействия между компонентами порошка с продуктами плазменного потока Отличительной особенностью фазового состава покрытий, полученных из порошков, не подвергавшихся отжигу, является наличие дисперсных неравновесных включений исходных компонентов в количестве до 5 % от их первоначального содержания .

Таблица 2. Распределение химических элементов по точкам сканирования в композиции ЖА30 - ДУ 1

Химический элемент, % Номер спектра

1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11

Fe 72,22 59,6 35,18 67,16 66,0 59,64 62,83 70,09 59,85 36,66 62,98

Al 19,91 27,6 32,99 24,49 27,59 19,05 27,59 24,82 27,74 32,02 25,73

O 7,88 12,8 31,83 8,35 6,41 21,31 9,58 5,09 12,4 31,32 11,29

Итого 100 100 100 100 100 100 100 100 100 100 100

Покрытия из механически легированных порошков на основе композиций ЖА30 и ЖА30 - ДУ, полученные по оптимальной технологии, имеют высокую твердость и являются жаропрочными . Наследуемая ими субмикрокристаллическая структура основы порошков, стабилизированная термодинамически стойкими наноразмерными фазами оксидов алюминия, сохраняется и после длительного термического воздействия при температурах, превышающих 1170 К . Так, значения твердости покрытия из порошка ЖА30 - ДУ 1 (9) до и после отжига при 1170 К в течение 2 ч близки и составляют 610 и 595 HV соответственно .

Выводы

Результаты проведенного исследования однозначно указывают на перспективность применения механически синтезированных порошков на основе композиций ЖА30, ЖА30 - ДУ для плазменных покрытий, работающих в жестких температурно-силовых условиях . Высокие значения твердости и жаропрочности покрытий обусловлены их структурой и фазовым составом . Максимальный эффект достигается при использовании механически легированных порошков, подвергнутых отжигу В процессе термической обработки протекают фазовые превращения, завершающие формирование композиционных материалов с субмикрокристаллической основой, имеющей высокоразвитую поверхность зерен и субзерен, стабилизированную наноразмерными, тугоплавкими и стойкими против отжига включениями оксидов алюминия . Порошки, подвергнутые термической обработке, имеют высокие значения твердости и жаропрочности и их структура, фазовый состав, а также свойства наследуются плазменными покрытиями При кристаллизации последних наноразмерные тугоплавкие включения оксидов алюминия эффективно выполняют роль модификаторов первого рода, обеспечивая формирование субмикрокристаллической структуры основы, стабилизированной наночастицами оксидов Приведенные зависимости носят универсальный характер и выполняются во всех композициях на основе вышеуказанных систем

ЛИТЕРАТУРА

1. Фазовый состав, структура и свойства жаропрочных порошков на основе системы «железо-алюминий», полученных по технологии реакционного механического легирования / Ф . Г Ловшенко, А . С . Федосенко// Литье и металлургия . 2019 . № 3 . С . 133-141.

2 . Hardening and softening of FeAl during milling and annealing / X . Amils [et al . ] // Inteimetallics . 2000. № 8 . P. 805-813 .

3 . Structural transformation of Al-Fe alloys analysed by neutron diffraction and Mossbauer spectroscopy / S . Enzo [et al . ] // Journal of Materials Science . 2004. Vol. 39 . No 20 . P. 6333-6339 .

4 . Microstructural and kinetic aspects of the transformations induced in a feal alloy by ball-milling and thermal treatments / S . Gialanella [et al . ]// Actamateriala. 1998 . Vol. 46 . No 9 . P. 3305-3316 .

5 . Structural, mechanical and magnetic properties of nanostructured FeAl alloys during disordering and thermal recovery / X . Amils [et al . ] //NanoStructured Materials . 1999 . Vol . 11. No 6 . P. 689-695 .

6 . Mossbauer and structure studies on metallic powders from Fe-Al-X (X = Ni, Cu, Cr) / A . Hanc [et al . ] // Archives of Materials Science and Engineering . 2008. Vol . 31. Issue 1. P. 21-24 .

7 . Electron microscopy and x-ray diffraction characterization of FeAl - BN nanocomposites produced by mechanical alloying / G. Rosas [et al . ] // ActaMicroscopica. 2010 . Vol. 19 . No 3 . P. 285-290.

8 . Ловшенко, Ф. Г. Закономерности формирования фазового состава, структуры и свойств механически легированных материалов / Ф . Г Ловшенко, Г. Ф . Ловшенко . Могилев: Белорус . -Рос . ун-т, 2016. 420 с .

9 . Ловшенко, Г. Ф. Теоретические и технологические аспекты создания наноструктурных механически легированных материалов на основе металлов / Г Ф Ловшенко, Ф Г Ловшенко Могилев: Белорус -Рос ун-т, 2005 276 с

10 . Механически легированные жаропрочные порошки для производства изделий аддитивными технологиями / Ф . Г. Ловшенко, А . С . Федосенко . Могилев: Белорус . -Рос . ун-т, 2019. 405 с .

11. Ловшенко, Ф. Г. Закономерности структурно-фазовых превращений в механически легированных порошках и плазменных покрытиях из них / Ф . Г Ловшенко, Г Ф . Ловшенко, А . С . Федосенко // Вестн . Белорус . -Рос . ун-та . 2017 . № 1 (54) . С . 31-46 .

12 . Ловшенко, Ф. Г. Влияние механического легирования на фазовый состав и теплосодержание термореагирующих порошковых композиций на основе железа и никеля для газотермических покрытий / Ф . Г. Ловшенко, Г. Ф . Ловшенко, А . С . Федосенко // Литье и металлургия. 2014 . № 4 (77). С . 99-108.

13 . Свойства плазменных покрытий из механически легированных порошков на основе металлов /Ф.Г. Ловшенко, А. С . Федосенко// Металлургия машиностроения. 2019 . № 4 . С . 20-24.

14 Ловшенко, Ф. Г. Закономерности структурно-фазовых превращений в механически легированных порошках и плазменных покрытиях из них / Ф . Г. Ловшенко, Г. Ф . Ловшенко, А . С . Федосенко // Вестн . Белорус . -Рос . ун-та . 2017 . № 1 (54) . С . 31-46 .

REFERENCES

I. Lovshenko F.G., Fedosenko A. S. Fazovyj sostav, struktura i svojstva zharoprochnyh poroshkov na osnove sistemy «zhelezo-aljuminij», poluchennyh po tehnologii reakcionnogo mehanicheskogo legirovanija [Phase composition, structure and properties of heat-resistant powders based on the iron-aluminum system obtained by the technology of reactive mechanical alloying] . Lit'e i metallur-gija = Foundry production and metallurgy, 2019, no . 3, pp. 133-141.

2 . Amils X. et al. Hardening and softening of FeAl during milling and annealing . Intermetallics, 2000, no . 8, pp . 805-813 .

3 . Enzo S. et al. Structural transformation of Al-Fe alloys analysed by neutron diffraction and Mossbauer spectroscopy. Journal of Materials Science, 2004, no . 20, vol . 39, pp . 6333-6339 .

4 . Gialanella S. et al. Microstructural and kinetic aspects of the transformations induced in a feal alloy by ball-milling and thermal treatments . Actamateriala, 1998, no . 9, vol. 46, pp . 3305-3316.

5 . Amils X. et al. Structural, mechanical and magnetic properties of nanostructured FeAl alloys during disordering and thermal recovery. NanoStructured Materials, 1999, no . 6, vol . 11, pp . 689-695 .

6 . Hanc A. et al. Mossbauer and structure studies on metallic powders from Fe-Al-X (X = Ni, Cu, Cr) . Archives of Materials Science and Engineering, 2008, vol. 31, Issue 1, pp . 21-24 .

7 . Rosas G. et al. Electron microscopy and x-ray diffraction characterization of FeAl - BN nanocomposites produced by mechanical alloying . ActaMicroscopica, 2010, no . 3, vol . 19, pp . 285-290 .

8 . Lovshenko F. G., Lovshenko G. F. Zakonomernosti formirovanija fazovogo sostava, struktury i svojstv mehanicheski legiro-vannyh materialov [Patterns of formation of phase composition, structure and properties of mechanically alloyed materials], Mogilev, Belorussko-Rossijskij universitet Publ , 2016, 420 p

9 . Lovshenko G.F., Lovshenko F. G. Teoreticheskie i tehnologicheskie aspekty sozdanija nanostrukturnyh mehanicheski legiro-vannyh materialov na osnove metallov [Theoretical and technological aspects of creating nanostructured mechanically alloyed materials based on metals] Mogilev, Belorussko-Rossijskij universitet Publ , 2005, 276 p

10 . Lovshenko F. G., Fedosenko A. S. Mehanicheski legirovannye zharoprochnye poroshki dlja proizvodstva izdelij additivnymi tehnologijami [Mechanically alloyed heat-resistant powders for the manufacture of products by additive technologies] Mogilev, Belorussko-Rossijskij universitet, 2019, 405 p .

II. Lovshenko F. G., Lovshenko G. F., Fedosenko A. S. Zakonomernosti strukturno-fazovyh prevrashhenij v mehanicheski legirovannyh poroshkah i plazmennyh pokrytijah iz nih [Patterns of structural-phase transformations in mechanically alloyed powders and plasma coatings from them] . Vestnik Belorussko-Rossijskogo universiteta = Bulletin of the Belarusian-Russian University, 2017, no . 1 (54), pp . 31-46 .

12 . Lovshenko F. G., Lovshenko G. F., Fedosenko A. S. Vlijanie mehanicheskogo legirovanija na fazovyj sostav i teplosoder-zhanie termoreagirujushhih poroshkovyh kompozicij na osnove zheleza i nikelja dlja gazotermicheskih pokrytij [The effect of mechanical alloying on the phase composition and heat content of thermosetting powder compositions based on iron and nickel for gas-thermal coatings], Lit'e i metallurgija = Foundry production and metallurgy, 2014, no . 4 (77), pp . 99-108.

13 . Lovshenko F.G., Fedosenko A. S. Svojstva plazmennyh pokrytij iz mehanicheski legirovannyh poroshkov na osnove metallov [Properties of plasma coatings of mechanically alloyed powders based on metals] . Metallurgija mashinostroenija = Metallurgy engineering., 2019, no . 4, pp. 20-24.

14 . Lovshenko F. G., Lovshenko G. F., Fedosenko A. S. Zakonomernosti strukturno-fazovyh prevrashhenij v mehanicheski legirovannyh poroshkah i plazmennyh pokrytijah iz nih [Patterns of structural-phase transformations in mechanically doped powders and plasma coatings from them] . Vestnik Belorussko-Rossijskogo universiteta = Bulletin of the Belarusian-Russian University, 2017, no . 1 (54), pp . 31-46 .