Structural-phase state of powder alloys based on Ni and Al at different annealing temperatures.pdf Введение Разработка нового поколения функциональных материалов с повышенными характеристиками - важнейшая задача современного материаловедения. Одно из перспективных направлений - порошковая металлургия [1-2]. Наряду с традиционными материалами она разрабатывает сплавы и композиты, состав, структуру и свойства которых невозможно получить другими методами. В связи с этим особое значение приобретают процессы, происходящие при спекании. Среди соединений, полученных спеканием, особое внимание уделяется интерметаллическому соединению NiAl из-за сочетания таких свойств, как высокая температура плавления, низкая плотность, высокая коррозионная стойкость, прочность и жаростойкость [3]. Как известно, физико-механические свойства интерметаллидов зависят от их микроструктуры. В исследуемой структуре особое внимание следует уделять влиянию примесей. Использование небольших добавок третьего компонента часто является решающим фактором при разработке сплавов с различными механическими свойствами. Добавки третьего компонента могут искажать кристаллическую решетку и тонкую структуру, а также вызывать образование метастабильных соединений [4, 5]. Большую роль играет температура гомогенизирующего отжига, который необходимо проводить после спекания сплава для уменьшения неоднородности и выравнивания его химического состава. Целью данной работы было исследование влияния температуры отжига на структурно-фазовое состояние порошка сплава на основе интерметал-лида NiAl. Материалы и методы исследования Исследования проводились методами рентгеноструктурного анализа (РСА) и просвечивающей электронной дифракционной микроскопии (ПЭМ) на тонких фольгах. Материалом исследования являлись порошки никеля и алюминия с размером частиц ~ 50-100 мкм. Состав порошковых смесей был подготовлен таким образом, чтобы полученный сплав, согласно [6], соответствовал сплаву NiAl со сверхструктурой В2. Спекание производили методом СВС горячим прессованием на воздухе при температуре 1 000°С (исходное состояние сплава). Затем образцы подверглись гомогенизирующим отжигам в интервале температур от 1 100 до 1 400°С. Химический состав сплавов приведен в табл. 1. Таблица 1 Химический состав исследуемых сплавов (ат. %) Температура гомогенизирующего отжига, °С Ni А1 O Y Fe исходный 55,6 44,3 0,1 следы следы 1 100 53,15 39,48 6,06 0,87 0,44 1 200 51,12 42,68 5,83 - 0,37 1 300 52,28 39,09 7,08 1,12 0,44 1 400 51,46 39,34 7,27 1,29 0,64 7 Е.Л. Никоненко, Н.Р. Сизоненко, М.В. Федорищева, Н.А. Попова Как видно из табл. 1, в исходном состоянии, помимо Ni и А1, в малых количествах присутствовали O, Y и Fe, которые являются остаточными элементами при производстве никеля и алюминия. Изучение структуры в тонких фольгах осуществлялось на электронном микроскопе ЭМ-125 при ускоряющем напряжении 125 кВ и увеличении 25 000 крат. Рентгеновские съемки проводились на дифрактометре ДРОН-3 при комнатной температуре. Интенсивности дифракционных максимумов измерялись сцинтилляционным счетчиком с амплитудной дискриминацией. По положению дифракционных максимумов, которые однозначным образом связаны с размером элементарной ячейки, рассчитывались параметры кристаллических решеток присутствующих фаз. Значения параметра дальнего порядка п рассчитывались из отношения интегральных интенсивностей сверхструктурного (111) и основного (110) отражений для сверхструктуры В2 с учетом различных факторов. В результате исследования были определены и измерены следующие параметры: фазовый состав сплава, параметры кристаллических решеток, средние размеры структурных элементов обнаруженных фаз, плотность и локализация дефектов (дислокаций) и амплитуды внутренних напряжений. При анализе результатов исследования фазового состава использовались изотермические сечения тройных фазовых равновесных диаграмм Ni-Al-Me [6]. При электронно-микроскопическом изучении фольг сплава широко использовались наблюдения в светлых и темных полях. Средние размеры структурных элементов измерялись по соответствующим микрофотографиям методом секущей [7]. Результаты и обсуждение Исследование показало, что рассматриваемый сплав имеет сложный фазовый состав при всех температурах гомогенизирующего отжига. Список присутствующих фаз представлен в табл. 2, где также показаны тип кристаллической решетки, пространственная группа и параметры кристаллической решетки для каждой фазы. Т аблица 2 Параметры наблюдаемых фаз № п/п Фаза Тип кристаллической решетки Пространственная группа Параметры кристаллической решетки, нм 1 Y2AI Орторомб. Pnma a = 0,6642 b = 0,5084 c = 0,9469 2 FeYO3 Орторомб. Pnma a = 0,5592 b = 0,7605 c = 0,5382 3 (Fe, Al)5Y3Oi2 Кубич. Ia3d a = 1,2377 4 NiAl Кубич. В2 Im3m a = 0,2869 Из химического состава сплавов очевидно, что основа каждого сплава состоит из интерметаллида NiAl, и в нем должна реализоваться сверх-8 Структурно-фазовое состояние порошковых сплавов структура В2 [6]. Сплавы имеют в своем составе кислород, поэтому могут присутствовать такие фазы, как окислы алюминия, железа, иттрия или многокомпонентные соединения с нестехиометрическим составом. В связи с этим исследование фазового состава методом РСА было особенно важным. В таком случае по химическому анализу содержание Ni и Al в Р-фазе (сверхструктура В2) должно быть неэквиатомным и различаться в разных сплавах, т.е. зависеть от температуры гомогенизирующего отжига. Типичные дифрактограммы исследованных сплавов приведены на рис. 1. Хорошо видны основные линии (110) и (211) и сверхструктурные (100), (111). Сверхструктурные рефлексы определяют наличие упорядоченной фазы В2 - NiAl. Интенсивность дифракционных линий указывает на сильную текстуру полученного материала. Известно, что для ОЦК сплавов отношение интенсивностей I(200)/I(110) = 0,15. Компонент текстуры (211) подавлен. Наличие четких сверхструктурных рефлексов (100) и (111) свидетельствует о том, что мы имеем дело с фазой NiAl, обладающей сверхструктурой В2, а не просто с фазой, имеющую ОЦК кристаллическую решетку. Рис. 1. Дифракционная картина исходного сплава (а) и после отжига при Т = 1 400°С (б) Матрица фазы NiAl состоит из зерен (рис. 2). Границы зерен обычно содержат оксиды (Fe, AD5Y3O12 и FeYO3 (рис. 3). Фаза (Fe, АГЪУзОп - это частицы либо округлой формы, либо бесформенные. Частицы этой фазы присутствуют во всех отожженных сплавах (размеры фазы меняются от 0,1 до 1 мкм). Фаза FeYO3 представлена отдельными продолговатыми частицами (см. рис. 3, в). Средние размеры анизотропных частиц этой фазы составляют несколько сотен нанометров. Размеры частиц увеличиваются с увеличением температуры отжига (рис. 4). Помимо оксидов при всех температурах отжига присутствуют частицы фазы Y2AI (рис. 5). Они расположены внутри зерен фазы NiAl на дислокациях и имеют округлую форму. Их размер составляет около 10 нм и не зависит от температуры отжига. 9 (331) фазы NiAl Е.Л. Никоненко, Н.Р. Сизоненко, М.В. Федорищева, Н.А. Попова Рис. 2. ПЭМ-изображение тонкой структуры сплава: а - светлопольное изображение зеренной структуры; б - микродифракционная картина, соответствующая данному участку фольги б 640 431 222 _• 013 204 А 0.5 мкм (231 )(Fe,A/)}Y3Ou г 410 231 052 22 1 221 0.5 мкм (і.4.ю)л>У03 Рис. 3. Электронно-микроскопические изображения частиц (Fe,Al)5Y3Oi2 (а, б) и выделение анизотропных частиц FeYO3 (в, г) в отожженном при 1 100°С сплаве NiAl 10 Структурно-фазовое состояние порошковых сплавов l, нм 1 500 1 000 500 0 Рис. 4. Влияние температуры отжига на средний размер (d) частиц (Fe, ЛІ)5УзОі2 (1) и FeYO3 (2, 3) (h - поперечный, l - продольный размер) Рис. 5. Электронно-микроскопическое изображение отожженного при Т = 1 100°С сплава: а - светлопольное изображение; б - темнопольное изображение, полученное в рефлексе [ 111 ] УзЛІ-фазы; в - микродифракционная картина, полученная с участка (а), отмеченного окружностью; г - ее схема 11 Е.Л. Никоненко, Н.Р. Сизоненко, М.В. Федорищева, Н.А. Попова 1Т0(В2)-11Т(ІН 231(52) 120(11,,) ТЗТОІ,) 341(52) 431(52) 017>-52 аі2)-д} 032(IL) Рис. 6. Тонкая структура отожженного при 1 100°С сплава NiAl: а - светлопольное изображение плоских дефектов; б - темнопольное изображение, полученное в совпадающих рефлексах (110 ) фазы В2 и (111 ) фазы L1 о; в - индицированная микродифракционная картина, на которой присутствуют рефлексы фазы В2 (плоскость [117]) и L1o (плоскость [112]) 12 Структурно-фазовое состояние порошковых сплавов Фаза B2 (NiAl) в основном малодефектна. Дислокации находятся только вблизи границ зерен и только в тех местах, где расположены частицы оксидов (см. рис. 2, а). При температуре отжига 1 100°С в отдельных местах присутствуют плоские дефекты. Они отчетливо видны в темнопольном изображении основного рефлекса (рис. 6). Это означает, что данные дефекты не являются антифазными границами и, возможно, связаны с локальной неустойчивостью фазы B2 по отношению к мартенситному превращению с образованием фазы L1o с гранецентрированной тетрагональной (ГЦТ) кристаллической решеткой. Состав сплава при температуре Т = 1 100°С - 53% Ni и 39,5% Al. 5% Al находится во вторичных фазах. Из фазовой диаграммы следует, что мартенситное превращение фазы B2 в фазу L1o происходит при температуре 700°С, когда содержание Al составляет около 35% [6]. Таким образом, можно сделать вывод, что в локальных участках сплава при температуре отжига 1 100°С фаза B2 неустойчива по отношению к мартенситному превращению, что и подтверждается присутствием на микродифракционной картине рефлексов ГЦТ-фазы (см. рис. 6, в). Этими рефлексами являются рефлексы (11Т), (220), (311), которые относятся к плоскости [112] фазы LI0, а изображение, представленное на рис. 6, б, получено в рефлексе, принадлежащем одновременно фазам В2 и L10. Исследование показало, что состав сплава при всех температурах отжига соответствует сплаву NiAl со сверхструктурой В2. Параметр кристаллической решетки фазы NiAl составляет 0,2881-0,2882 (± 0,0001) нм, т.е. не зависит от температуры отжига. Степень дальнего атомного порядка в фазе NiAl в исходном (после спекания) состоянии составляла величину q = 0,57. Гомогенизирующий отжиг приводит к увеличению q. Это хорошо видно на рис. 7, на котором представлено изменение величины q как функция температуры отжига. Видно, что при повышении температуры отжига до 1 400°С степень дальнего атомного порядка увеличивается до q = 1. Это прежде всего связано с образованием однородной структуры твердого раствора NiAl. Известно, что ширина рентгеновских линий определяет искажение кристаллической решетки двух типов [8, 9]: во-первых, внутренние упругие напряжения, во-вторых, размер области когерентного рассеяния (ОКР). Последняя величина соответствует величине расстояния между дефектами. Искажение кристаллической решетки - Ad/d, где d - межплоскостное расстояние, Ad - его изменение. Результаты экспериментов представлены в табл. 3. Видно, что размер области когерентного рассеяния изменяется в диапазоне 50-100 нм, а отношение Ad/d - в диапазоне (0,4-0,9) х 10-3. Приведенные в табл. 3 значения соответствуют внутренним упругим напряжениям т = Ad/d х E, где E - модуль Юнга, которые составляют в среднем 100 МПа. Другими словами, внутренние упругие напряжения низкие. Сама технология приготовления сплава снимает напряжения во время обработки. Расстояние между дефектами также невелико (в среднем 13 Е.Л. Никоненко, Н.Р. Сизоненко, М.В. Федорищева, Н.А. Попова 50 нм), что приводит к плотности дислокаций р = 4 х 1010 см--2. А это, в свою очередь, соответствует тому, что вклад во внутреннее напряжение, создаваемый дислокационной структурой и определенный согласно формуле тд = аОЪ^£р (а -зависит от типа дислокационного ансамбля [5], G -модуль сдвига, b - вектор Бюргерса), оказывается равным тд = 80 МПа. Рис. 7. Зависимость параметра степени атомного порядка (р ) от температуры гомогенизирующего отжига (Т) Т аблица 3 Количественные параметры, полученные методом РСА Тсп, °С Mid + 0,05 т, МПа Размер ОКР, нм + 5 Размер антифазных доменов, нм +7 1 100 0,9 х 10-3 180 70 47 1 200 0,5 х 10-3 100 45 47 1 300 0,8 х 10-3 160 70 47 1 400 0,4 х 10-3 80 50 46 Таким образом, наблюдается хорошее соответствие между значениями внутренних напряжений, определенными из искажений кристаллической решетки (т = 100 МПа), и внутренними напряжениями, создаваемыми дислокационной структурой (тд = 80 МПа). Средний размер антифазных доменов определялся по ширине сверхструктурных рефлексов фазы NiAl. Эти данные также представлены в табл. 3. Видно, что размеры как ОКР, так и антифазных доменов сопоставимы. Следовательно, размер антифазных доменов зависит только от дефектной структуры. 14 Структурно-фазовое состояние порошковых сплавов Заключение Методы ПЭМ и РСА показали, что основной фазой при всех температурах гомогенизирующего отжига после спекания является сплав NiAl со сверхструктурой B2. Также при всех температурах отжига присутствуют оксиды (Fe, ЛІ)5УзОі2 и FeYO3 и фаза Y2AI. Установлено, что увеличение температуры отжига не влияет на расположение и форму вторичных фаз, однако приводит к увеличению их размеров. Исследования показали, что только при температуре Т = 1 100°С в отдельных местах сплава наблюдается мартенситное превращение фазы B2 в фазу L1o. Установлено, что увеличение температуры отжига приводит к увеличению степени дальнего атомного порядка в фазе В2, и при температуре Т = 1 400°С р = 1. При этом внутренние упругие напряжения малы и слабо зависят от температуры отжига.

Скачать электронную версию публикации