Influence of pretreatment on microstructure, mechanical properties and fracture features of Ni₃Al samples syn.pdf Введение Метод искрового плазменного спекания (ИПС) позволяет не только получать консолидированные образцы из различных порошковых систем, но и обеспечивает возможность синтеза соединений [1-6]. Сокращение времени спекания при снижении температур синтеза, по сравнению с традиционными высокотемпературными методами, в частности самораспространяющимся высокотемпературным синтезом (СВС), существенно уменьшает производственные затраты. Кроме того, возможность непосредственного управления процессом путем вариации давления, скорости нагрева, температуры и продолжительности синтеза расширяют применение данного метода в области фундаментальных исследований. В частности, это важно при синтезе интерметаллидных соединений, так как литье, вакуумная дуговая плавка и индукционное плавление часто характеризуются формированием неоднородного структурно-фазового состояния, оказывающего отрицательное влияние на механические свойства [7-9]. На сегодняшний день одним из актуальных вопросов данного направления является изучение влияния предварительной обработки на параметры структурно-фазового состояния и соответствующие характеристики физико-механических свойств, получаемых после ИПС материалов. В настоящей работе проведено сравнительное исследование параметров микроструктуры и характеристик механических свойств образцов Ni3Al, полученных методом ИПС после предварительной механической активации (МА) малой продолжительности и перемешивания в ступке. Материалы и методика исследования Смесь порошков 3Ni (99.85%, марки ПНК 1Л5) - Al (98%, марки ПА-4) была подвергнута МА продолжительностью 1 мин в энергонапряженных планетарных шаровых мельницах АГО-2 с водяным охлаждением. Объем каждого из двух стальных барабанов мельницы - 160 см3. Диаметр шаров - 8 мм, масса шаров в каждом барабане - 200 г, масса образца - 10 г. Центробежное ускорение шаров составляло 400 м/с2 (40g). Для предотвращения окисления обработку и выгрузку образцов осуществляли в атмосфере аргона. Продолжительность перемешивания в ступке порошковой смеси 3Ni-Al составляла 5 мин. Искровое плазменное спекание смеси порошков после предварительной обработки указанными способами проведено на установке SPS Labox-1575 в условиях давления 40 МПа при температуре 1050 °C и выдержке не менее 5 мин. Образцы были подвергнуты часовым вакуумным отжигам при температурах 1200 и 1300 °C. Механические испытания образцов в форме двойных лопаток с размерами рабочей части 1320.7 мм осуществляли методом активного растяжения со скоростью = 210-3 с-1 в вакууме ~ 310-3 Па при температурах (Тисп) 20 и 1000 °C. Микротвердость (HV) определяли методом Виккерса на приборе «Neophot 21» с нагрузкой 0.5 Н при выдержке 15 с. В случае порошковых смесей измерения осуществляли на отдельных порошинках и их конгломератах, для чего изготовляли компакты на основе смеси порошков с эпоксидным клеем. Измерения микротвердости консолидированных образцов проведены на подготовленных металлографических шлифах. Изучение морфологии смеси порошков и фрактограмм после растяжения при разных температурах проведены методом сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) на приборе Tescan Vega 3 SBH (30 кВ). Получение и анализ картин дифракции обратно рассеянных электронов (electron backscatter diffraction (EBSD) [10]), а также элементный анализ, выполнены с использованием сканирующего электронно-ионного микроскопа FEI Quanta 200 3D (30 кВ). Кикучи-картины, формируемые обратно рассеянными электронами, автоматически индицировались программой «TSL OIM data collection». Обработка полученного массива данных проведена с использованием программного обеспечения «TSL OIM analysis». Исследования методом рентгеноструктурного анализа (РСА) выполнены на рентгеновском дифрактометре Shimadzu XRD 6000. Полнопрофильный рентгенофазовый анализ проведен модифицированным методом Ритвельда (функцией «псевдо-Войта» [11]) в программном обеспечении Powder Cell 2.4 и «Match!» с использованием базы данных PDF-4 (The Powder Diffraction File 4). Графическим методом Вильямсона - Холла [12] определены характерные размеры областей когерентного расеяния (ОКР) и уровень микронапряжений (Δd/d) синтезируемых фаз. Результаты и их обсуждение В работе [13] показано, что исходная смесь порошков 3Ni-Al представлена мелкими (5-10 мкм) пластинчатыми частицами никеля и крупными (30-100 мкм) частицами алюминия округлой формы (рис. 1, а). Порошинки никеля характеризуются развитой дендритной структурой, в то время как частички алюминия имеют преимущественно сглаженный поверхностный рельеф. Рис. 1. Морфология порошков Ni и Al в исходном состоянии (а) [13], после перемешивания в ступке (б) и МА (в) системы 3Ni-Al. СЭМ После перемешивания в ступке система 3Ni-Al состоит из мелких и крупных частичек никеля, объединенных в подобие конгломератов размерами от нескольких микрометров до нескольких десятков микрометров, и алюминия с исходной морфологией (рис. 1, б). Морфология порошковой смеси после МА характеризуется объединением мелких порошинок в более крупные пластинчатые конгломераты (рис. 1, в), которые состоят как из исходных порошинок, так и из фрагментов их дробления. Размеры таких конгломератов достигают в длину 200 мкм, а в ширину составляют около 50 мкм. Таким образом, уже при малом времени МА протекают процессы интенсивного дробления исходных сглаженных частиц, а также начинается консолидация мелких порошинок в представленные конгломераты. Методами РСА не обнаружено синтеза каких-либо интерметаллидных фаз в порошковой смеси 3Ni-Al после 1 мин МА и перемешивания в ступке. На рис. 2 представлены рентгенограммы от синтезированных методом ИПС образцов Ni3Al, предварительно подвергнутых перемешиванию в ступке (а) и МА продолжительностью 1 мин (б). Рис. 2. Рентгенограммы Ni3Al после ИПС с предварительным перемешиванием в ступке (а) и МА (б) В табл. 1 приведены справочные и экспериментальные значения углов 2θ обнаруженных интерметаллидных соединений Ni3Al, Ni4.22Al0.9 и Ni0.9Al1.1. Таблица 1 Справочные и экспериментальные значения углов 2θ интерметаллидных фаз Фаза hkl Источник справочных данных, обработка (111) (200) (220) (311) Ni4.22Al0.9 43.94 51.01 75.44 91.10 PDF entry [#00-050-1294] 43.99 51.03 75.45 91.09 Ступка 43.96 51.04 75.48 91.19 МА Ni3Al 43.97 51.22 75.37 91.58 PDF entry [#00-065-6613] 43.99 51.23 75.36 91.54 Ступка 43.96 51.21 75.34 91.53 МА (100) (110) (111) (200) Ni0.9Al1.1 31.22 44.69 55.54 65.07 PDF entry [#00-044-1187] 31.24 44.76 55.50 65.06 Ступка 31.24 44.72 55.54 65.05 МА Таблица 2 Фазовый состав, параметр решетки (а), размеры ОКР и значения микроискажений (Δd/d) синтезированных методом ИПС образцов в зависимости от предварительной обработки Обработка Фаза a, Å ОКР, нм Δd/d • 10-3 Объемная доля, % Ступка Ni3Al 3.567 77 0.30 94 Ni4.22Al0.9 3.570 51 1.70 4 Ni0.9Al1.1 2.866 107 2.70 2 МА Ni3Al 3.561 66 0.60 90 Ni4.22Al0.9 3.570 69 0.20 6 Ni0.9Al1.1 2.863 107 2.80 4 Установлено, что уширение и асимметрия основных дифракционных максимумов (рис. 2, табл. 1) обусловлены наложением дифракционных максимумов от двух интерметаллидных соединений Ni4.22Al0.9 и Ni3Al. Размеры областей когерентного рассеяния синтезированных фаз после МА и перемешивания в ступке почти идентичны (табл. 2). Объемные доли Ni4.22Al0.9 и Ni0.9Al1.1 после предварительной МА увеличиваются по сравнению с перемешиванием в ступке (табл. 2) в 1.5 и 2 раза соответственно. Микроискажения Ni4.22Al0.9 в случае МА в несколько раз ниже по сравнению с перемешиванием в ступке. Для Ni0.9Al1.1 независимо от способа предварительной обработки уровень микроискажений достигает максимальных значений. На рис. 3 представлены карты ориентации зеренной структуры и распределения элементов (Ni, Al) в синтезированных образцах Ni3Al после ИПС с различными предварительными обработками. В случае ИПС с предварительным перемешиванием в ступке структура интерметаллида Ni3Al является неоднородной (рис. 3, а). Основной объем материала представлен зернами почти равноосной формы, размеры которых находятся в интервале от 4.5 до 40 мкм, средний размер - 20.33 мкм. В отдельных зернах наблюдается градиентная окраска, что свидетельствует о непрерывном характере изменения ориентации. Соответствующие карты распределения элементов (рис. 3, б, в) демонстрируют неоднородное перемешивание исходных компонентов. После ИПС наблюдаются локальные области, перенасыщенные алюминием, протяженностью до 30 мкм. Зеренная структура образцов после ИПС с предварительной МА (рис. 3, г) характеризуется размерами зерен от 0.9 до 7.5 мкм, средний размер - 3.5 мкм. Наблюдается более однородное распределение элементов (рис. 3, д, е) по сравнению с перемешиванием в ступке, но при этом встречаются области с размытыми границами, для которых характерно повышенное содержанием алюминия. Рис. 3. Карты ориентации зеренной структуры (а, г) и распределения элементов Ni (б, д), Al (в, е) в образцах Ni3Al после ИПС с предварительным перемешиванием в ступке (а, б, в) и МА (г, д, е). СЭМ/EBSD В табл. 3 приведены значения микротвердости смеси порошков 3Ni-Al и образцов Ni3Al полученных ИПС в зависимости от предварительной обработки и температуры отжигов. После МА значения HV почти на 20% выше по сравнению со средними значениями микротвердости после перемешивания в ступке. После ИПС HV синтезированных образцов вне зависимости от предварительной обработки увеличивается примерно в 2.6 раза. После отжига при 1200 С микротвердость образцов с предварительной МА снижается на 4% относительно состояния после ИПС, в то время как в случае перемешивания в ступке снижение составляет 30%. Увеличение температуры отжига до 1300 С сопровождается снижением HV на 12% относительно ИПС в случае МА и на 31% при предварительной обработке путем перемешивания в ступке. Таблица 3 Микротвердость (HV, ГПа) порошковой смеси 3Ni-Al и синтезированных образцов Ni3Al после ИПС и последующих отжигов Обработка Смесь порошков 3Ni-Al Синтезированный Ni3Al ИПС Отжиг, 1200 С Отжиг, 1300 С Ступка (1.48-1.77) ± 0.21 4.45 ± 0.22 3.13 ± 0.52 3.08 ± 0.48 МА 1.99 ± 0.15 5.27 ± 0.33 5.08 ± 0.74 4.63 ± 0.68 После отжига при 1300 С средний размер зерен синтезированных образцов с перемешива¬нием в ступке составляет 40 мкм при их разбросе в интервале от 7.7 до 77.5 мкм (рис. 4, а, б). При детальном анализе внутри крупных и мелких зерен обнаружены двойники отжига. В образцах с предварительной МА средний размер зерен после данного отжига составляет 10 мкм, при этом наблюдается разброс их значений в интервале от 2.7 до 18 мкм (рис. 4, в). В некоторых наиболее крупных зернах сохраняется градиентная окраска. Рис. 4. Карты ориентации зеренной структуры после отжига при температуре 1300 °С в образцах Ni3Al с предварительным перемешиванием в ступке (а, б) и МА (в). СЭМ/EBSD Кривые растяжения и фрактограммы изломов образцов, испытанных при разных температурах, представлены на рис. 5, а соответствующие значения кратковременной прочности и пластичности - в табл. 4. Растяжение при 20 °С непосредственно после ИПС характеризуется отсутствием какой-либо пластичности у образцов с предварительной МА, при этом в случае предварительного перемешивания в ступке при соизмеримых значениях предела прочности материал демонстрирует пластичность на уровне 2%. В условиях растяжения при 1000 °С значения σ0.1 и σB образцов с предварительным перемешиванием в ступке примерно в 2 раза выше по сравнению со значениями σ0.1 и σB образцов после МА. При этом последние характеризуются пластичностью 2.78% на фоне почти нулевой пластичности образцов с предварительным перемешиванием в ступке. После ступенчатого отжига (1200 °C, 1 ч + 1300 °C, 1 ч) у образцов с предварительным перемешиванием в ступке в условиях растяжения при 20 °С наблюдается снижение предела текучести на фоне сохранения предела прочности, при этом пластичность увеличивается более чем в 2 раза. В этих же условиях образцы с предварительной МА демонстрируют более чем трехкратное превосходство σ0.1 и двукратное σB по сравнению с образцами после предварительного перемешивания в ступке при снижении пластичности почти в 2 раза. В случае растяжения при 1000 °С наблюдается обратная ситуация: значения σ0.1 и σB образцов с предварительным перемешиванием в ступке примерно в 3.5 и 2.8 раза выше по сравнению с σ0.1 и σB образцов с предварительной МА. При этом пластичность образцов после перемешивания в ступке становится практически нулевой на фоне почти 2%, характерных для образцов после МА. Изучение соответствующих фрактограмм показало, что в случае растяжения непосредственно после ИПС все обработки характеризуются хрупким типом разрушения. Существенные особенности на фрактограммах появляются после проведения перед растяжением ступенчатого отжига. Установлено, что в случае растяжения при 20 °С фрактограммы поверхности излома образцов с предварительным перемешиванием в ступке обладают хрупким типом разрушения по границам зерен (рис. 5, б). При этом наблюдаются локализованные преимущественно по границам зерен Рис. 5. Кривые растяжения (а, г) и фрактограммы образцов Ni3Al после растяжения при 20 °С (б, в) и 1000 °С (д, е). Перемешивание в ступке (кр. 1), МА (кр. 2), перемешивание в ступке с термообработкой (ТО) (кр. 3, б, д), МА с ТО (кр. 4, в, е). Тисп: а, б, в - 20 °С; г, д, е - 1000 °С области, содержащие скопления частиц интерметаллида Ni0.9Al1.1. У образцов с предварительной МА поверхность разрушения в этих условиях характеризуется хрупко-вязким типом разрушения (рис. 5, в), при этом наблюдается более однородное по объему распределение частиц Ni0.9Al1.1. После растяжения при 1000 °С фрактограммы образцов с предварительным перемешиванием в ступке характеризуются хрупким интеркристаллитным типом разрушения (рис. 5, д), как и после растяжения при комнатной температуре. На гранях наблюдаются следы взаимодействия с частицами Ni0.9Al1.1, характеризуемыми более высокой прочностью по сравнению с зернами Ni3Al. Поверхность разрушения после предварительной МА (рис. 5, е) обладает хрупко-вязким типом разрушения с образованием на гранях хрупкого разрушения полос Вальнера. В данных образцах, как и при комнатной, температуре наблюдается почти однородное по объему распределение частиц Ni0.9Al1.1. Таблица 4 Кратковременная прочность (σ0.1, σB) и пластичность (δ) при разных температурах Обработка Tисп = 20 °С Tисп = 1000 °С σ0.1, МПа σB, МПа δ, % σ0.1, МПа σB, МПа δ, % Ступка 295 385 2.00 96 97 0.07 МА - 394 - 44 54 2.78 Ступка + ТО 215 395 4.45 137 138 0.04 МА + ТО 705 770 2.30 41 49 1.94 Как известно [14, 15], порошки и их смеси после МА характеризуются формированием дефектного структурного состояния. Сопоставление полученных в настоящей работе результатов (морфология и микротвердость смеси 3Ni-Al) косвенно свидетельствует о том, что МА малой продолжительности обеспечивает формирование более дефектного состояния по сравнению с перемешиванием в ступке. В свою очередь, это способствует интенсивному перемешиванию исходных компонентов смеси порошка, что проявляется в более мелкой зеренной структуре получаемого после ИПС Ni3Al. Следствием локальной неоднородности состава является формирование частиц Ni0.9Al1.1, характеризуемых повышенным, по сравнению с Ni3Al, содержанием Al. Несмотря на более высокую (в 2 раза) объемную долю этих частиц в образцах с предварительной МА, они распределены почти однородным образом по сравнению с вариантом перемешивания в ступке. Формирование после ИПС с предварительной МА более мелкозернистого структурного состояния с преобладающим в 2 раза уровнем микроискажений по сравнению с ИПС после перемешивания в ступке, по нашему мнению, предопределяет более высокий уровень прочностных свойств (HV, σ0.1, σB) материала при комнатной температуре. Более того, в работе [16] нами было показано, что увеличение продолжительности предварительной МА сопровождается монотонным ростом значений микротвердости после ИПС образцов Ni3Al. Измерения микротвердости после отжигов свидетельствует о том, что образцы Ni3Al, полученные ИПС с предварительной МА, характеризуются термической стабильностью до 1200 °С, что на 150 °C выше температуры ИПС. При этом после ИПС с перемешиванием в ступке, как было показано, такой отжиг сопровождается резким снижением значений микротвердости, что свидетельствует о более низкой термической стабильности. Последующий отжиг при 1300 °С сопровождается резким снижением HV образцов с МА, но при этом ее значения более чем в 1.5 раза выше по сравнению с образцами Ni3Al с предварительным перемешивание в ступке, отожженными при этой температуре. Такое поведение материала является следствием увеличения размеров зерен и релаксации дефектного структурного состояния в процессе высокотемпературных отжигов. В случае растяжения при 1000 °С после ступенчатого отжига значительное снижение прочностных свойств образцов с предварительной МА, по нашему мнению, является результатом пластификации материала вследствие сохранения более высокой плотности границ зерен (средний размер зерен в 4 раза меньше (см. рис. 4)) по сравнению с образцами с предварительным перемешиванием в ступке. Заключение Выявлено существенное влияние предварительной МА на параметры зеренной структуры образцов Ni3Al, получаемых методом ИПС. Наблюдается шестикратное уменьшение среднего размера зерен в образцах Ni3Al после ИПС с предварительной обработкой путем МА и увеличение микротвердости образцов почти на 20% по сравнению с предварительным перемешиванием в ступке. Образцы с предварительной МА характеризуются более высокой термической стабильностью структуры и микротвердости, верхняя граница интервала которой на 150 °C выше температуры проведения ИПС. Установлено, что образцы Ni3Al с предварительной МА при 20 °C характеризуются кратным увеличением, а при 1000 °C, наоборот, кратным снижением значений кратковременной прочности (σ0.1, σB) по сравнению с образцами, в которых ИПС проведен после перемешивания в ступке. При этом повышение или снижение прочности сопровождается соответственно снижением или повышением пластичности. По нашему мнению, это связано с увеличением протяженности границ зерен. Исследование проведено с использованием оборудования ТМЦКП НИ ТГУ.

Скачать электронную версию публикации