Способ обработки литых заэвтектоидных сплавов на основе алюминидов титана -tial и -ti3al

Способ обработки литых заэвтектоидных сплавов на основе алюминидов титана -tial и -ti3al

Реферат

 

Изобретение относится к области обработки металлов давлением, сплавов на основе алюминидов титана и может быть использовано для получения заготовок, полуфабрикатов и изделий с регламентированной структурой. Способ обработки литых заэвтектоидных сплавов на основе алюминидов титана -TiAl и ₂Ti_зAl, заключающийся в нагреве и деформации в две стадии, причем на первой стадии деформацию заготовки проводят в интервале Т_еТ_е+Т^oС, где Т_е - температура эвтектоидного превращения, Т выбирают из условия сохранения глобулярной составляющей структуры, полученной в процессе деформации, при охлаждении после деформации, скорость деформации выбирают в интервале верхний предел которого ограничен деформируемостью сплава, а нижний условием превалирования процессов рекристаллизации/глобуляризации над процессами возврата, степень деформации ₁ выбирают, обеспечивающей уменьшение среднего размера зерен/колоний в заготовке до значений, приводящих к снижению температуры хрупковязкого перехода материала Т* заготовки до Т*<Т_{, при температуре и скорости деформации, выбранных в указанных интервалах; на второй стадии деформацию заготовки проводят в изотермических условиях в интервале температур Tmin-Те ^oС, где Тmin - минимальная температура, обеспечивающая деформацию без разрушения со степенью деформации 2 и скоростью деформации которые выбирают из условия обеспечения измельчения размера зерен и 2 частиц за счет процессов рекристаллизации/глобуляризации. Техническим результатом изобретения является получение однородной мелкозернистой структуры с размером зерен менее 5 мкм и 2 частиц менее 1 мкм. 19 з.п. ф-лы, 10 ил., 1 табл.}

Изобретение относится к области обработки металлов и сплавов давлением, в частности к обработке давлением заэвтектоидных сплавов на основе алюминидов титана -TiAl (сверхструктура L1_o- фаза) и Тi₃Аl (сверхструктура DO₁₉-₂ фаза), полученных литьем. Оно может быть использовано для получения из этих материалов в промышленных масштабах заготовок, полуфабрикатов и изделий с регламентированной структурой.

Заэвтектоидные сплавы на основе алюминидов титана -TiAl и ₂-Ti₃Al (далее +₂ сплавы) - это новый класс материалов, характеризующийся высокой жаропрочностью и жаростойкостью, стойкостью к окислению и горению, высоким модулем упругости, что в сочетании с низким удельным весом делает их перспективными в качестве высокотемпературных конструкционных материалов для аэрокосмической и автомобильной промышленности. Превосходные природные высокотемпературные свойства этих материалов обусловлены упорядоченной атомной структурой благодаря наличию остронаправленной ковалентной связи между атомами титана и алюминия. Она же является и причиной их хрупкости и низкой обрабатываемости в широком интервале температур.

Разработанные к настоящему времени +₂ сплавы в исходном литом состоянии имеют обычно пластинчатую структуру. Для макроструктуры слитков характерна протяженная грубозернистая зона столбчатых кристаллов, а для микроструктуры - сильная дендритная ликвация, вызванная двойным каскадом перитектических фазовых реакций. Между пластинами возникают различные типы когерентных и полукогерентных границ, которые являются барьерами для распространения сдвиговой деформации через пластины в широком интервале температур. Поэтому для пластинчатой структуры +₂ сплавов характерна сильная пластическая анизотропия, наблюдаемая в широком диапазоне температур. В результате, например, температура хрупко-вязкого перехода пластинчатого монокристалла в случае самой неблагоприятной для развития деформации - перпендикулярной ориентации пластин по отношению к оси растяжения - выше температуры эвтектоидного превращения (Т_е1125^oС) даже при низких скоростях деформации. Поэтому наличие в слитках неблагоприятно ориентированных для деформации колоний пластин является одной из главных причин низкой обрабатываемости +₂ сплавов ниже температуры эвтектоидного превращения. Текстура литья, большой размер колоний и дендритная ликвация - дополнительные причины, существенно затрудняющие обработку и использование +₂ сплавов, особенно в случае крупногабаритных слитков.

Как известно, одним из путей снижения температуры хрупко-вязкого перехода и повышения пластичности металлических материалов является их обработка, нацеленная на уменьшение размера зерен. Исследования, выполненные на разных +₂ сплавах, показали, что уменьшение размера зерен при переходе от крупнозернистой пластинчатой структуры к дуплексной и затем равноосной мелкозернистой структуре приводит к резкому снижению температуры хрупко-вязкого перехода и нижней температурной границы сверхпластичности. В результате становится возможным формообразование +₂ сплавов (путем ковки, прокатки) при относительно низких температурах. Поэтому получение в этих материалах мелкозернистой микроструктуры имеет важное практическое значение.

Хрупкость +₂ сплавов не позволяет использовать традиционный метод измельчения микроструктуры металлических материалов, включающий в себя холодную деформацию и последующий рекристаллизационный отжиг. Для измельчения микроструктуры не удается также использовать и обычные методы термической обработки. Фазовый наклеп, возникающий при прямых и обратных превращениях - и ₂+ (см. диаграмму, фиг.1), оказывается недостаточным для инициирования процесса фазовой перекристаллизации в объеме массивного слитка. Поэтому для измельчения микроструктуры литых +₂ сплавов в настоящее время применяют горячую деформацию. Измельчение микроструктуры происходит благодаря развитию при горячей деформации процессов рекристаллизации/глобуляризации.

К настоящему времени опробовано несколько методов обработки литых +₂ сплавов с использованием горячей деформации. Наиболее эффективного измельчения микроструктуры литых +₂ сплавов можно достичь при обработке ниже эвтектоидной температуры [1]. В частности, известен способ обработки литых заготовок из +₂ сплавов, заключающийся в многостадийной ковке в интервале температур Т_е-700^oС в изотермических условиях, с использованием низких скоростей деформации, с изменением направления деформирования и постепенным снижением температуры ковки при переходе от одной стадии к другой [1]. В результате такой обработки в сплавах Ti-48Al-2Nb-2Cr, подвергнутом предварительной гомогенизации в фазовой области, и Ti-46A1-2Nb-2Cr-1Ta, подвергнутом предварительной экструзии в области, была получена однородная мелкозернистая микроструктура с субмикрокристаллическим размером зерен/частиц. Этот способ позволяет эффективно использовать микроструктурный ресурс снижения температуры хрупко-вязкого перехода. Однако главным его недостатком является относительно малый объем получаемых заготовок из-за невозможности надежного контроля изменения полей напряжений, деформаций и температур при смене направления деформирования, что, учитывая близость температур обработки к хрупко-вязкому переходу, делает такую деформационную обработку трудновоспроизводимой даже в лабораторных масштабах и невоспроизводимой в большом объеме и в промышленных масштабах.

Изотермическая деформация +₂ сплавов в высокотемпературной + фазовой области, где фаза сохраняет свое упорядоченное состояние, а ₂ фаза претерпевает разупорядочение и превращается в фазу - обычный статистический твердый раствор с относительно низкими скоростями деформации (~10^-3 c^-1) оказалась малоэффективной с точки зрения измельчения микроструктуры, хотя и воспроизводимой в большом объеме и в промышленных масштабах [2]. В результате такой обработки удельный объем глобуляризованной структуры составлял лишь около 50%, а размер рекристаллизованных зерен и глобуляризованных ₂ частиц был существенно крупнее, чем после обработки ниже эвтектоидной температуры [2]. По-видимому, повышенная диффузионная подвижность атомов в разупорядоченной фазе, а возможно и в упорядоченной фазе способствовала быстрому протеканию динамического возврата и тем самым препятствовала развитию процессов рекристаллизации/глобуляризации. Почти полностью глобуляризованная структура была получена в результате изотермической деформации в + фазовой области, когда ей предшествовало быстрое охлаждение в этой же фазовой области, обеспечившее возникновение метастабильной фазы [2]. Однако полученная при этом микроструктура была также грубозернистой. Общим существенным недостатком изотермической деформации в + фазовой области является необходимость использования дорогостоящего штампового инструмента и защитной атмосферы, защищающей от окисления при столь высоких температурах, что сильно повышает стоимость обработки.

Наибольшее развитие получили методы, основанные на высокоскоростной деформации +₂ сплавов в + фазовой области [2]. С использованием специально разработанной оболочки литые заготовки подвергали однократному сжатию или экструзии на холодном или слегка подогретом инструменте со скоростью деформации ~10⁰ c^-1 [2]. Было установлено, что обработка +₂ сплавов этими методами приводит к заметному снижению температуры хрупко-вязкого перехода, позволяет деформировать без образования трещин слитки различных сплавов, различных размеров и с разным размером исходных колоний/зерен, является высокопроизводительной. На основе этого был сделан вывод о возможности применения указанных методов в промышленных масштабах.

Однако анализ микроструктур различных +₂ сплавов [2], полученных в результате указанной обработки, показал высокую степень их неоднородности: в структуре присутствовали остатки литой пластинчатой составляющей, размер рекристаллизованных зерен изменялся в интервале 3-50 мкм, а ₂ частиц от 1 до 10 мкм. Сплавы с такой микроструктурой проявляли сильную склонность к порообразованию при испытаниях на растяжение при повышенных температурах, а высокую пластичность, необходимую, например, для прокатки, имели только при очень высоких температурах, соответствующих середине + фазовой области. Лист, прокатанный в таких условиях, имел необходимую для последующего формообразования пластичность только при температурах + фазовой области, когда в материале следует ожидать развития сильного порообразования.

Таким образом, разработанные к настоящему времени методы деформационной обработки литых +₂ сплавов или могут быть реализованы только в лабораторных масштабах [1], или малоэффективны с точки зрения измельчения микроструктуры и, соответственно, снижения температуры хрупко-вязкого перехода [2] . Последнее влечет за собой при последующих формообразующих операциях необходимость использования высоких температур, дорогостоящей штамповой оснастки, при этом формообразование может вызывать повышенное порообразование в материале, не допустимое в конечном изделии или полуфабрикате.

За прототип предлагаемого решения принято известное техническое решение [2], основанное на высокоскоростной деформации в + фазовой области.

Для широкого внедрения +₂ сплавов, получаемых в виде крупногабаритных слитков, представляется важной разработка способа их обработки, который мог бы быть использован в промышленных условиях и обеспечивал более эффективное снижение температуры хрупко-вязкого перехода в сравнении с предлагаемым решением [2] за счет получения более однородной и мелкозернистой микроструктуры с размером зерен до 1 мкм и ₂ частиц до 0,1 мкм.

Таким образом, задача изобретения заключается в разработке способа обработки литых заготовок из заэвтектоидных +₂ сплавов, который мог бы быть реализован в промышленных масштабах, для получения в них посредством горячей деформации однородной мелкозернистой микроструктуры с размером зерен менее 5 мкм и ₂ частиц менее 1 мкм. Дополнительной задачей изобретения является разработка +₂ сплавов, специально ориентированных на получение в них методами горячей деформации мелкозернистой микроструктуры для последующей формовки их в сверхпластических условиях.

Поставленная задача решается, если использовать: Способ обработки литых заэвтектоидных сплавов на основе алюминидов титана -TiAl и ₂-Ti₃Al, заключающийся в нагреве и деформации, отличающийся тем, что деформацию заготовки осуществляют в две стадии, причем на первой стадии деформацию заготовки проводят в интервале _еТ_е+Т^oС, где Т_е - температура эвтектоидного превращения, Т выбирают из условия сохранения глобулярной составляющей структуры, полученной в процессе деформации, при охлаждении после деформации, скорость деформации выбирают в интервале верхний предел которого ограничен деформируемостью сплава, а нижний - условием превалирования процессов рекристаллизации/глобуляризации над процессами возврата, степень деформации ₁ выбирают, обеспечивающей уменьшение среднего размера зерен/колоний в заготовке до значений, приводящих к снижению температуры хрупко-вязкого перехода материала Т* заготовки до Т*<Т_{, при температуре и скорости деформации, выбранных в указанных интервалах; на второй стадии деформацию заготовки проводят в изотермических условиях в интервале температур ТminТе ^oС, где Тmin - минимальная температура, обеспечивающая деформацию без разрушения со степенью деформации 2 и скоростью деформации которые выбирают из условия обеспечения измельчения размера зерен и 2 частиц за счет процессов рекристаллизации/глобуляризации. Поставленная задача решается также, если: Перед первой стадией деформационной обработки заготовку подвергают горячему изостатическому прессованию при температурах + фазовой области при давлении 100-300 МПа и времени 2-10 часов.}

Перед первой стадией деформационной обработки заготовку подвергают гомогенизирующему отжигу при температуре T+(10-50C), в течение 30-300 минут, где T- температура начала превращения.

Деформацию заготовки на первой стадии обработки осуществляют сразу после охлаждения с температуры гомогенизирующего отжига до температур деформации.

В качестве исходной используют заготовку из -затвердевающего +₂ сплава, содержащего равномерно распределенные частицы, бориды и другие, закрепляющие дислокации.

В качестве исходной используют заготовку из -затвердевающего сплава состава Ti-4445,5Al-0,52,5Nb-0,52,5Cr-0,150,5 B (ат.%).

При обработке заготовки из -затвердевающего +₂ сплава, содержащего равномерно распределенные частицы, бориды и другие, закрепляющие дислокации, перед первой стадией деформационной обработки ее деформируют сжатием в изотермических условиях в ₂+ фазовой области с истинной степенью деформации е= 0,1-0,2 и скоростью деформации 10^-4-10^-2 с^-1, затем подвергают рекристаллизационному отжигу при температуре T+(10-30C) в течение 2-60 минут.

При обработке заготовки из -затвердевающего +₂ сплава после первой стадии деформационной обработки проводят промежуточный рекристаллизационный отжиг при температуре 900Т_е+20^oС в течение времени 0,5-100 часов, которое выбирают в указанном диапазоне тем большим, чем ниже температура рекристаллизационного отжига.

При обработке крупногабаритной заготовки с грубозернистой структурой перед первой стадией деформационной обработки ее подвергают предварительной квазиизотермической деформации экструзией в оболочке при температуре T+(10-50C) на истинную степень деформации е не менее 3 со скоростью 10^-1-10¹ с^-1, с использованием инструмента, имеющего комнатную температуру.

Деформацию заготовки на первой стадии обработки осуществляют в интервале температур Т_еТ_е+Т^oС, где Т составляет преимущественно 20...120^oС, когда (T-T_e)>120C или в интервале температур T_e-T^°_αC, когда (T-T_e)120C. Деформацию заготовки на первой стадии обработки осуществляют в оболочке в квазиизотермических условиях с истинной степенью деформации е не менее 0,7 и скоростью деформации 10^-2-10¹ c^-1.

Деформацию заготовки на первой стадии обработки осуществляют сжатием.

Деформацию заготовки на первой стадии осуществляют экструзией.

Деформацию заготовки на второй стадии обработки осуществляют при температуре деформации преимущественно 800-Т_е ^oС, со скоростью деформации 10^-4-10^-2 c^-1 и истинной степенью деформации е не менее 0,7.

Деформацию заготовки на второй стадии осуществляют с использованием смазки.

Деформацию заготовки на второй стадии совмещают с формообразующей операцией.

Деформацию заготовки на второй стадии обработки осуществляют сжатием в том же направлении, что и на первой стадии.

При обработке заготовки из -затвердевающего +₂ сплава после второй стадии деформационной обработки проводят дополнительный рекристаллизационный отжиг при температуре 800Т_е в течение времени 0,5-100 часов, которое выбирают в указанном диапазоне тем большим, чем ниже температура рекристаллизационного отжига.

После второй стадии деформационной обработки заготовку подвергают формообразующим операциям в изотермических или квазиизотермических условиях при температурах и скоростях, обеспечивающих сверхпластические или близкие к ним условия.

После формообразования в качестве окончательной термообработки заготовку отжигают при температуре T+10-50C в течение 2-300 минут с последующим ее охлаждением со скоростью 0,5-50^oС/с до температуры 700-1000^oС и старением при этой температуре в течение 2-100 часов, причем с уменьшением температуры старения время старения увеличивают.

Задача изобретения решается следующим образом: На первой стадии деформационную обработку +₂ сплавов проводят в + фазовой области (см. диаграмму, фиг.1), где благодаря пластичной, разупорядоченной фазе эти сплавы хорошо поддаются обработке. Для того чтобы инициировать развитие рекристаллизационных/глобуляризационных процессов в сплаве, а также подавить процессы возврата, скорость деформации на первой стадии выбирают как можно больше. Верхний предел скорости деформации на первой стадии обработки ограничивается деформируемостью слитка и возможностями деформирующего оборудования, учитывая возможную необходимость контролирования степени деформации на первой стадии обработки (например, при использовании в качестве схемы деформации одностороннего сжатия). Чем больше скорость деформации в указанных пределах, тем больше запасенная энергия деформации, необходимая для развития процессов рекристаллизации/глобуляризации. При этом возможно существенное снижение температуры заготовки в процессе деформационной обработки (например, при использовании квазиизотермических условий), что ведет к возникновению неравновесной фазы. В результате, в ходе деформации одновременно протекает и фазовое превращение (см. диаграмму, фиг. 1), которое ускоряет развитие процессов рекристаллизации/глобуляризации структуры слитка. Нижний предел скорости деформации на первой стадии обработки определяется из условия превалирования процессов рекристаллизации/глобуляризации над процессами возврата. Последние интенсивно развиваются в + фазовой области при низких скоростях деформации, подавляя развитие процессов рекристаллизации/глобуляризации. Более точно определить скоростной интервал деформационной обработки на первой стадии можно экспериментально для каждого конкретного сплава, учитывая температуру нагрева заготовки и штамповой оснастки.

Температуру деформации на первой стадии выбирают так, чтобы она не опускалась ниже Т_е, поскольку, как отмечалось выше, высокая деформируемость сплава достигается прежде всего за счет пластичной фазы. Поэтому нижняя температурная граница указанного интервала выше или равна Т_е. При повышении температуры деформации в пределах + фазовой области возрастает удельное количество фазы и, соответственно, деформируемость сплава. Однако, чтобы не вызвать обратного превращения из глобулярной структуры в пластинчатую структуру при охлаждении из + фазовой области, температуру на первой стадии выбирают не слишком высокой. В противном случае обработка на первой стадии будет противоречить своей цели - измельчению микроструктуры и снижению температуры хрупко-вязкого перехода. При выбранных температурно-скоростных условиях степень деформации выбирают из условия развития процессов рекристаллизации/глобуляризации, которые обеспечивают снижение температуры хрупко-вязкого перехода ниже Т_е.

В результате первой стадии обработки, проведенной при указанных режимах, микроструктура частично или полностью рекристаллизуется и глобуляризуется. Размеры областей сохранивших пластинчатую морфологию существенно уменьшаются. Уменьшение среднего размера кристаллитов в заготовке обеспечивает снижение температуры хрупко-вязкого перехода в материале и позволяет осуществить вторую стадию обработки заготовки при более низкой температуре - в ₂+ фазовой области (см. диаграмму, фиг.1). В этой фазовой области температура хрупко-вязкого перехода в +₂ сплавах существенно более чувствительна к скорости деформации, чем в + области. Поэтому деформационная обработка на второй стадии проводится в изотермических условиях и при относительно низких скоростях деформации. Ее цель - измельчить структуру в объеме заготовки и достичь требуемого размера зерен и ₂ частиц. Это означает, что на второй стадии обработки происходит рекристаллизация/глобуляризация областей, сохранивших после первой стадии пластинчатую морфологию, а также еще большее измельчение уже имеющейся глобулярной составляющей микроструктуры. Температуру, скорость и степень деформации выбирают экспериментально таким образом, чтобы обеспечить одновременно сохранение сплошности материала и эффективное измельчение микроструктуры в объеме заготовки за счет процессов рекристаллизации/глобуляризации. Чем эффективнее структура глобуляризуется на первой стадии, тем более эффективной оказывается вторая стадия деформационной обработки и тем более малого среднего размера зерен/частиц удается достичь.

Предлагаемая обработка в две стадии может быть использована по отношению к литым заэвтектоидным +₂ сплавам (фиг.1) в промышленных условиях, обеспечивая эффективное измельчение размера зерен и ₂ частиц в объеме заготовки до 1 мкм и 0,1 мкм соответственно. Размер зерен и ₂ частиц, полученных в результате двухстадийной обработки, зависит от конкретных условий обработки, а также от сплава и, в частности, от количественного соотношения между и ₂ фазами. С увеличением удельного количества ₂ фазы размер рекристаллизованных зерен уменьшается, приближаясь к размеру глобуляризованных ₂ частиц. Благодаря обработке в две стадии размер зерен и ₂ частиц в заготовке оказывается существенно меньше, чем после обычно применяемой одностадийной обработки в + фазовой области. Это существенно снижает температуру хрупко-вязкого перехода и нижнюю температурную границу сверхпластичности. В результате при растяжении в сверхпластических или близких к ним условиях обеспечивается высокое сопротивление порообразованию, что имеет значение для последующего формообразования. Как известно, сопротивление порообразованию зависит от размера зерен и в еще большей степени от размера частиц сплава. Известно, что вероятность образования пор обратно пропорциональна 1/dD², где d - размер зерен, D - размер частиц. Поэтому меньший размер зерен и особенно частиц после двустадийной обработки в сравнении с получаемыми размерами после одностадийной обработки, по видимому, имеет ключевое значение в снижении порообразования при деформации. Кроме того, равноосная форма ₂ частиц после двустадийной обработки, в отличие от неравноосной формы, получаемой после одностадийной обработки [2], вероятнее всего также способствует повышению сопротивления порообразованию при деформации. Решению основной и дополнительной задач способствуют следующие приемы: Горячее изостатическое прессование (ГИП) - технологическая операция, эффективно снижающая литейную пористость, присущую слиткам +₂ сплавов, и способствующая снижению температуры вязкого-хрупкого перехода в этих материалах. ГИП позволяет повысить скорость деформации на первой стадии обработки и таким образом способствует развитию процессов рекристаллизации/глобуляризации.

Гомогенизирующий отжиг существенно улучшает химическую, фазовую и микроструктурную однородность литых +₂ сплавов. Благодаря этому он, также как и ГИП, позволяет повысить скорость деформации на первой стадии обработки и ускорить процессы рекристаллизации/глобуляризации. При гомогенизирующем отжиге желательно избегать чрезмерного роста зерен в заготовке. Поэтому температура отжига заготовки должна быть лишь немного выше а время отжига не слишком продолжительно.

Деформацию заготовки на первой стадии обработки целесообразно проводить сразу после охлаждения с температуры гомогенизирующего отжига до температур деформации. В этом случае возникает неравновесная фаза и фазовое превращение накладывается на процессы рекристаллизации/глобуляризации структуры, что способствует их развитию в более полном объеме слитка. Таким образом, обеспечивается наиболее эффективное снижение температуры хрупко-вязкого перехода после первой стадии обработки.

В качестве исходного сплава целесообразно использовать -затвердевающие +₂ сплавы, содержащие равномерно распределенные частицы, бориды и другие, закрепляющие дислокации. -затвердевание обеспечивает отсутствие дендритной ликвации, вызванной двойным каскадом перитектических реакций, что способствует формированию более однородных структурных состояний, улучшению обрабатываемости сплава, повышению механических свойств сплава и их стабильности. В частности, -затвердевание способствует достижению наиболее высоких сверхпластических свойств в сплаве в случае мелкозернистой структуры, что необходимо для операций прокатки, формовки и др. Присутствие частиц ведет к измельчению структуры слитка, способствует развитию процессов рекристаллизации/глобуляризации и эффективному измельчению структуры слитка в процессе деформационной обработки, обеспечивает достижение наиболее стабильных микроструктурных состояний и механических свойств.

Основываясь на II и III генерациях +₂ сплавов, разработанных к настоящему времени, экспериментально разработаны -затвердевающие сплавы состава Ti-4445,5Al-0,52,5Nb-0,52,5Сг-0,150,5В, ориентированные на получение в них предлагаемым методом мелкозернистой микроструктуры для последующего формообразования в сверхпластических условиях. При меньшем содержании алюминия обрабатываемость сплава ухудшается. В этом случае, чтобы измельчить микроструктуру слитка требуются большие степени деформации. Кроме того, увеличивается размер глобуляризованных ₂ частиц по сравнению с размером рекристаллизованных зерен, что неблагоприятно с точки зрения развития порообразования при последующем формообразовании заготовки. При большем содержании алюминия меняются условия затвердевания сплава - он претерпевает двойной каскад перитектических реакций. Это ведет к дендритной ликвации в слитке - появлению областей, обогащенных и обедненных алюминием, и, в конечном итоге, ухудшению пластических свойств в получаемой для последующего формообразования мелкозернистой заготовке. Содержание ниобия и хрома было выбрано, исходя из хорошо известных представлений о положительном влиянии небольших добавок этих элементов на харак