Влияние продолжительности механической активации на микротвердость многокомпонентной системы W-Ta-Mo-Nb-Zr-Cr-Ti
Influence of mechanical activation duration on microhardness of W-Ta-Mo-Nb-Zr-Cr-Ti multicomponent system.pdf На сегодняшний день механическая активация (МА) широко применяется при получении высокоэнтропийных сплавов на основе тугоплавких металлов на стадии создания прекурсоров из многокомпонентных смесей порошков для последующего искрового плазменного спекания [1-9]. Установлено, что уже при МА в таких системах не только происходит интенсивное перемешивание компонентов порошковой смеси, но и активизируются процессы образования фаз [1-9]. Одним из актуальных вопросов является выяснение влияния продолжительности обработки на уровень механических свойств активируемых порошковых систем. В настоящей работе проведено изучение влияния продолжительности МА на микротвердость многокомпонентной смеси порошков тугоплавких металлов, элементный состав которой приведен в таблице. Элементный состав системы порошков (ат. %) Состав W Ta Mo Nb Zr Cr Ti ат. % 6.5356 6.6405 12.5242 12.9332 13.1723 23.1090 25.0852 МА продолжительностью 1 и 15.5 мин проведена в атмосфере аргона в планетарной шаровой мельнице 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 - 11.44 г. Центробежное ускорение шаров - 400 м/с2 (40g). Для предотвращения слипания заключительные 0.5 мин обработки проведены с добавлением этанола. Микротвердость (Hµ) определяли методом Виккерса на приборе «Neophot 21» при нагрузке 0.5 Н и выдержке 15 с. Измерения проведены на отдельных порошинках и их конгломератах, для чего изготовляли компакты на основе смеси порошков с эпоксидным клеем. Исследования методами сканирующей электронной микроскопии выполнены с применением FEI Quanta 200 3D (30 кВ). Фазовый состав порошковых систем после разных времен МА был изучен методом рентгенофазового анализа на дифрактометре Shimadzu XRD 6000 с использованием CuKα-излучения. Для анализа использованы базы данных PDF-4 (The Powder Diffraction File 4) и программа полнопрофильного анализа POWDER CELL 2.4. Установлено, что увеличение продолжительности МА сопровождается ростом значений микротвердости от (4.03±1.12) ГПа после 1 мин до (8.93±1.74) ГПа после 15.5 мин. Наличие существенных отклонений свидетельствует о высокой структурно-фазовой неоднородности. Рис. 1. Обзорные изображения порошковой смеси (а, в), изображения конгломератов в Z-контрасте (б, г) после 1 (а, б) и 15.5 мин (в, г) МА. Сканирующая электронная микроскопия Прекурсор после 1 мин МА характеризуется наличием крупных пластинчатых конгломератов, достигающих 200-250 мкм при толщине от 10 до 50 мкм (рис. 1, a). В Z-контрасте (рис. 1, б) наблюдаются области локализации отдельных компонентов смеси размерами от нескольких микрометров до нескольких десятков микрометров. Данные энергодисперсионного анализа свидетельствуют об отсутствии перемешивания на атомарном уровне. После МА продолжительностью 15.5 мин основной объем порошковой смеси образуют конгломераты размерами от нескольких микрометров до 20-25 мкм, а конгломераты размерами до 50 и более микрометров встречаются редко (рис. 1, в). На электронно-микроскопических изображениях конгломератов в Z-контрасте наблюдается чередование областей разных оттенков (рис. 1, г), которые в соответствии с данными энергодисперсионного анализа характеризуются разным элементным составом. Этот факт свидетельствует о реализации эффектов перемешивания и активизации процессов формирования фаз. На рентгенограмме после МА продолжительностью 1 мин (рис. 2, а) наблюдаются как пики от отдельных элементов (Zr, Cr), так и сильные дифракционные максимумы, являющиеся совмещением пиков от нескольких элементов. В частности, два сильных максимума при 2θ ≈ 38.5°и 40.3° (с уширением Δ(2θ) ≈ 0.42° и 0.51°) образованы группами элементов (Ta, Nb, Ti) и (W, Mo, Ti) соответственно. Указанные элементы либо имеют почти совпадающие параметры кристаллических решеток (Nb, Ta; W, Mo), либо близкие положения отражающих плоскостей (Ti). Наличие расщеплений и несимметричная форма пиков при больших углах 2θ свидетельствуют об отсутствии перемешивания на атомарном уровне и формирования твердых растворов. Рис. 2. Рентгенограммы порошковой смеси после МА продолжительностью 1 (а) и 15.5 мин (б) После 15.5 мин МА на рентгенограмме (рис. 2, б) в основном наблюдаются две системы пиков от ОЦК-твердых растворов (BCC-1, BCC-2) и сильный пик Cr. Пики при 2θ ≈ 38.5 и 40.3° (с уширением (2θ) ≈ 0.51 и 0.54°) характеризуются существенным перераспределением интенсивности. В процессе фазового анализа установлено, что при МА указанной продолжительности не только происходит интенсивное перемешивание исходных компонентов, но и возможно формирование как твердых растворов (Ta-Nb, W-Mo, Mo0.67Ti0.33, NbTi), так и сложных соединений ((MoCr)Zr, Cr3Nb3C, ZrNb2Mo2). Кроме того, в области малых углов как после 1 мин, так и после 15.5 мин МА наблюдаются слабые дифракционные максимумы, свидетельствующие о формировании частиц вторых фаз (ZrO2, ZrC, Ti3O, Ti6O), что является следствием высокой химической активности тугоплавких металлов к примесям внедрения. Таким образом, более чем двукратное увеличение микротвердости многокомпонентной порошковой смеси в условиях МА связано с рядом факторов: во-первых, с консолидацией в условиях деформационного воздействия; во-вторых, с интенсивным перемешиванием, приводящим к формированию твердых растворов и сложных соединений; в третьих, с образованием частиц вторых фаз на основе элементов внедрения, которые, как известно, являются одним из основных элементов композитного или дисперсного упрочнения материалов.
Ключевые слова
механическая активация,
многокомпонентный состав,
тугоплавкие металлы,
микротвердость,
mechanical activation,
multicomponent composition,
refractory metals,
microhardnessАвторы
Дитенберг Иван Александрович | Институт физики прочности и материаловедения СО РАН; Национальный исследовательский Томский государственный университет | д.ф.-м.н., доцент, ведущ. науч. сотр. ИФПМ СО РАН, зав. кафедрой НИ ТГУ | ditenberg_i@mail.ru |
Смирнов Иван Владимирович | Институт физики прочности и материаловедения СО РАН; Национальный исследовательский Томский государственный университет | мл. науч. сотр. ИФПМ СО РАН, инженер НИ ТГУ | smirnov_iv@bk.ru |
Осипов Денис Андреевич | Национальный исследовательский Томский государственный университет | аспирант НИ ТГУ | osipov_ff_tsu@mail.ru |
Гриняев Константин Вадимович | Институт физики прочности и материаловедения СО РАН; Национальный исследовательский Томский государственный университет | мл. науч. сотр. ИФПМ СО РАН, инженер НИ ТГУ | kvgrinyaev@inbox.ru |
Корчагин Михаил Алексеевич | Институт химии твердого тела и механохимии СО РАН | д.т.н., ведущ. науч. сотр. ИХТТМ СО РАН | korchag@solid.nsc.ru |
Всего: 5
Ссылки
Long Y., Liang X., Su K., et al. // J. Alloys Compd. - 2019. - V. 780. - P. 607-617.
Long Y., Su K., Zhang J., et al. // Materials. - 2018. - V. 11. - No. 5. - P. 669.
Vaidya M., Muralikrishna G.M., and Murty B.S. // J. Mater. Res. - 2019. - V. 34. - No. 5. - P. 664-686.
Yan J., Li K., Wang Y., and Qiu J. // JOM. - 2019. - V. 71. -No. 5. -P. 2489-2497.
Pan J., Dai T., Lu T., et al. // Mater. Sci. Eng. A. - 2018. - V. 738. - P. 363-366.
Raman L., Guruvidyathri K., Kumari G., et al. // J. Mater. Res. - 2019. - V. 34. - No. 5. - P. 756-766.
Kang B., Lee J., Ryu H.J., and Hong S.H. // Mater. Sci. Eng. A. - 2018. - V. 712. - P. 616-624.
Waseem O.A. and Ryu H.J. // Scientific Reports. - 2017. - V. 7. - No. 1. - P. 1926.
Ditenberg I.A., Smirnov I.V., Korchagin M.A., et al. // Entropy. - 2020. - V. 22. - Iss. 2. - P. 143.