Влияние частиц порошка TiC на особенности структуры и механические свойства Ni3Al, полученного методом искрового плазменного спекания | Известия вузов. Физика. 2020. № 9. DOI: 10.17223/00213411/63/9/119

ГлавнаяАрхивВлияние частиц порошка TiC на особенности структуры и механические свойства Ni3Al, полученного методом искрового плазменного спекания | Известия вузов. Физика. 2020. № 9. DOI: 10.17223/00213411/63/9/119

Влияние частиц порошка TiC на особенности структуры и механические свойства Ni3Al, полученного методом искрового плазменного спекания

Из прекурсоров, полученных путем предварительной механической активации порошковой смеси 3Ni-Al в энергонапряженных шаровых мельницах с последующим добавлением порошка TiC и без, методом искрового плазменного спекания консолидированы образцы Ni3Al и Ni3Al+TiC. Методами структурной аттестации и измерения механических свойств проведено сравнительное исследование влияния TiC. После консолидации не выявлено влияния введенных частиц на параметры структуры интерметаллидной матрицы. В условиях синтеза и при последующих высокотемпературных отжигах TiC с интерметаллидной матрицей не взаимодействует. Наличие грубодисперсных частиц TiC способствует дополнительному охрупчиванию композита Ni3Al+TiC при комнатной температуре, в то время как при повышенной наблюдается существенное увеличение прочности и пластичности по сравнению с чистым Ni3Al. Показано, что повышение температуры растяжения приводит к смене механизмов разрушения интерметаллидной матрицы и грубодисперсных частиц TiC.

Influence of TiC powder particles on structural features and mechanical properties of spark plasma sintered Ni3 Введение Как известно [1-4], интерметаллид Ni3Al и сплавы на его основе обладают рядом уникальных физико-химических свойств, среди которых высокая прочность при малых температурах, устойчивость к окислительным эффектам, хорошая термическая стабильность и высокая температура плавления, что позволяет использовать данные материалы в агрессивных условиях эксплуатации. В то же время отсутствие пластичности при комнатной температуре и низкие характеристики прочности при высокой по-прежнему являются актуальными проблемами при создании интерметаллидных соединений на основе Ni3Al. Традиционные способы получения этого интерметаллида, такие, как литье, вакуумная дуговая плавка, индукционное плавление и т.д., часто характеризуются формированием неоднородного состояния с крупнозернистой структурой и возможностью выделения грубых частиц вторых фаз, что отрицательным образом сказывается на механических свойствах [5, 6]. Одним из путей улучшения механических свойств таких материалов является использование методов порошковой металлургии с высокотемпературным синтезом объемных консолидированных образцов. Среди методов консолидации на сегодняшний день широкое распространение получили самораспространяющийся высокотемпературный синтез (СВС) и искровое плазменное спекание (ИПС) [7-9]. Одним из эффективных способов повышения прочности, в том числе высокотемпературной, и термической стабильности металлов и сплавов разного класса является введение или выделение частиц вторых фаз. При этом изучение взаимодействия таких частиц с матрицей, а также их влияния на структуру и свойства в условиях синтеза и последующего термо-силового воздействия является необходимым этапом при разработке материалов с требуемым комплексом свойств. В настоящей работе проведено исследование влияния крупных частиц TiC на структуру и механические свойства консолидированных образцов Ni3Al, полученных путем механической активации (МА) порошковой смеси с последующим искровым плазменным спеканием. Материалы и методика исследования Смесь порошков 3Ni (99.85 %, марки ПНК 1Л5) - Al (98 %, марки ПА-4) была подвергнута механической активации продолжительностью 3.5 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. В полученный прекурсор добавляли 1 об. % порошка TiC, после чего смесь перемешивали в ступке в течение 5 мин. Искровое плазменное спекание (ИПС) указанных смесей порошков проведено на установке SPS Labox-1575. Синтез проведен в условиях давления 40 МПа при температуре 1050 °C с выдержкой не менее 5 мин. 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. Перед механическими испытаниями образцы были подвергнуты ступенчатому стабилизирующему отжигу в вакууме: 1200 °C (1 ч) + 1300 °C (1 ч). Микротвердость (H) определяли методом Виккерса на приборе «Neophot 21» с нагрузкой 0.5 Н при выдержке 15 с. В случае порошковых смесей измерения проводили 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 изучение фрактограмм после растяжения при разных температурах проведены с использованием сканирующего электронного микроскопа Tescan Vega 3 SBH (30 кВ) и сканирующего электронно-ионного микроскопа FEI Quanta 200 3D (30 кВ). Получение и анализ картин дифракции обратнорассеянных электронов (electron backscatter diffraction (EBSD)), а также элементный анализ выполнены с использованием сканирующего электронно-ионного микроскопа FEI Quanta 200 3D (30 кВ). Кикучи-картины, формируемые обратнорассеянными 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. Рентгенографический анализ фазового состава, размеров областей когерентного рассеяния (ОКР) и микроискажений (d/d) проведен с использованием базы данных PCPDFWIN и программы полнопрофильного анализа POWDER CELL 2.4. Результаты и их обсуждение В работе [10] 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). При этом 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) [10], после механической активации системы 3Ni-Al (б) и добавления порошка TiC (в). Сканирующая электронная микроскопия После механической активации основной объем порошковой смеси 3Ni-Al представлен крупными (до 200 мкм) конгломератами сплющенной формы толщиной не более 30 мкм (рис. 1, б), состоящими из порошинок размерами несколько десятков микрометров. Кроме конгломератов встречаются отдельные порошинки, размерами от нескольких микрометров до нескольких десятков микрометров. Сглаженная форма конгломератов и отдельных порошинок свидетельствует об активном протекании процессов консолидации в условиях механической активации. Введенный порошок TiC представляет собой как отдельные частицы размерами до нескольких микрометров, так и скопления этих частиц в виде крупных конгломератов размерами до нескольких десятков микрометров (рис. 1, в). На рентгенограммах от порошковой смеси 3Ni-Al после механической активации (рис. 2, а) и последующего введения с перемешиванием порошка TiC (рис. 2, б) наблюдаются только дифракционные максимумы от компонентов смеси. Соответствующие размеры областей когерентного рассеяния (ОКР) и значения микроискажений (Δd/d) приведены в табл. 1. Рис. 2. Рентгенограммы порошковой смеси 3Ni-Al после механической активации (а) и введения с перемешиванием порошка TiC (б) Таблица 1 Фазовый состав, размеры ОКР и значения микроискажений (Δd/d) порошковых систем после механической активации Система Фаза ОКР, нм Δd/d • 10-3 3Ni-Al Ni 92 2.4 Al 32 1.1 3Ni-Al + TiC Ni 77 2.3 Al 43 0.8 TiC 92 0.1 Наноразмерные ОКР в совокупности с высоким уровнем микроискажений (табл. 1) свидетельствуют о формировании в прекурсорах на основе 3Ni-Al высокодефектных структурных состояний. Результаты сканирующей электронной микроскопии, энергодисперсионного и рентгено-фазового анализа свидетельствуют о том, что частицы TiC перемешиваются с компонентами порошковой системы 3Ni-Al, не вступая в какое-либо взаимодействие. Рис. 3. Карты ориентации зеренной структуры консолидированных образцов: а - Ni3Al; б - Ni3Al + TiC; в - изображение Ni3Al + TiC с разделением по фазовому составу. Сканирующая электронная микро- скопия После искрового плазменного спекания структура интерметаллида Ni3Al является неоднородной (рис. 3, а). Основной объем представлен зернами почти равноосной формы, размеры которых находятся в интервале от 0.5 до 3.9 мкм, средний размер - 1.3 мкм. На их фоне встречаются крупные зерна размерами от 3 до 5 мкм. Консолидированный образец Ni3Al + TiC характеризуется структурно-фазовой неоднородностью (рис. 3, б). Зеренная структура интерметаллидной фазы во многом похожа на структуру чистого Ni3Al (рис. 3, а). Несмотря на отличный интервал размеров зерен (от 0.5 до 2 мкм), их средний размер также составляет 1.3 мкм. Фаза TiC в основном локализована в участках размерами от нескольких микрометров до 10 мкм (рис. 3, в). Образующие эти участки зерна характеризуются почти равноосной формой. Их размеры находятся в интервале от 1.1 до 2.3 мкм, а средний размер составляет 1.7 мкм. Необходимо отметить, что мелкие (не более 100 нм) фрагменты TiC помимо указанных участков встречаются и в матричной фазе Ni3Al. В свою очередь, внутри скоплений зерен TiC наблюдаются мелкие (субмикронные) отдельные зерна Ni3Al. Рентгенограммы консолидированных образцов Ni3Al (рис. 4, а) и Ni3Al + TiC (рис. 4, б) различаются только наличием слабых пиков от TiC. Размеры ОКР и уровень микроискажений (Δd/d) интерметаллидной фазы Ni3Al в обоих случаях практически совпадают (табл. 2). К сожалению, частичное наложение пиков от TiC и Ni3Al, а также относительно высокий уровень фона не позволяют точно определить размеры ОКР и уровень микроискажений частиц карбида титана. Рис. 4. Рентгенограммы консолидированных образцов Ni3Al (а) и Ni3Al + TiC (б) Таблица 2 Фазовый состав, размеры ОКР и значения микроискажений (Δd/d) консолидированных образцов Система Фаза ОКР, нм Δd/d • 10-3 Ni3Al Ni3Al 46 0.4 Ni3Al + TiC Ni3Al 48 0.3 Микротвердость порошковой смеси 3Ni-Al после МА достигает (5.60±0.87) ГПа. Консолидированные образцы Ni3Al и Ni3Al+TiC характеризуются микротвердостью (7.58±0.37) ГПа и (7.10±0.25) ГПа соответственно (табл. 3). Часовой отжиг консолидированных образцов при 1100 С способствует снижению микротвердости на 13.5 и 7 % для Ni3Al и Ni3Al+TiC соответ- ственно. Последующий отжиг при 1200 С сопровождается снижением H Ni3Al на 20.3 %, а Ni3Al+TiC на 7.5 %. После отжига при 1300 С микротвердость Ni3Al почти не меняется, в то время как у образцов Ni3Al+TiC H снижается на 23 %. Таблица 3 Микротвердость (ГПа) консолидированных образцов после ИПС и последующих термических обработок Система ИПС Отжиг 1100 С 1200 С 1300 С Ni3Al 7.58 ± 0.37 6.56 ± 0.41 5.23 ± 0.46 5.2 ± 0.23 Ni3Al + TiC 7.10 ± 0.25 6.62 ± 0.32 6.12 ± 0.30 4.7 ± 0.40 На рис. 5, а, г приведены кривые (σ - ε) растяжения образцов при 20 и 1000 °С, соответствующие значения кратковременной прочности (σ0.1) и пластичности (δ) представлены в табл. 4. При комнатной температуре образцы Ni3Al демонстрируют очень низкий уровень пластичности, а образцы Ni3Al+TiC вообще разрушаются хрупким образом в процессе испытаний (рис. 5, а, табл. 4). Рис. 5. Кривые растяжения (а, г) и фрактограммы образцов Ni3Al (кр. 1, б, д) и Ni3Al + TiC (кр. 2, в, е), стабилизированных при ступенчатом отжиге (1200 °С, 1 ч + 1300 °С, 1 ч); Тисп: а, б, в - 20 °С; г, д, е - 1000 °С Таблица 4 Кратковременная прочность (σ0.1, σB) и пластичность (δ) при разных температурах Система Tисп = 20 °С Tисп = 1000 °С σ0.1, МПа σB, МПа δ, % σ0.1, МПа σB, МПа δ, % Ni3Al 1290 1310 0.12 14.2 7.6 26 Ni3Al + TiC - - - 20.5 16.5 17 Фрактограммы образцов Ni3Al после растяжения при комнатной температуре характеризуются преимущественно фасетчатой структурой, образованной хрупким интеркристаллитным изломом (рис. 5, б). На ее фоне редко встречаются крупные (до 5 мкм) зерна в которых проявляются элементы скольжения. Следствием образования локального фронта разрушения является формирование из мелких зерен своеобразных конгломератов размерами до нескольких десятков микрометров. На хрупких изломах образцов Ni3Al+TiC при комнатной температуре интерметалидная матрица разрушается подобным образом (рис. 5, в). При этом TiC встречается в виде исходных зерен, объединенных в конгломераты, размерами до 10 мкм. На поверхностях некоторых зерен TiC наблюдается формирование полос Вальнера, которые, как известно, являются следствием хрупкого разрушения (рис. 5, в). В свою очередь, наличие таких полос свидетельствует о том, что разрушение прошло не по границам зерен (интеркристаллитный излом), а непосредственно через зерно (интракристаллитный излом). При высокотемпературных испытаниях образцы обоих сплавов демонстрируют высокий уровень пластичности (рис. 5, г, табл. 4). Фрактограммы образцов Ni3Al после растяжения при 1000 °С характеризуются хрупко-вязким типом разрушения (рис. 5, д). Сложный рельеф наподобие вязкого разрушения свидетельствует об участии в процессах разрушения крупных конгломератов размерами до нескольких десятков микрометров, состоящих из мелких (не более 2 мкм) кристаллитов. Интерметаллидная матрица композита Ni3Al+TiC при повышенной температуре разрушается подобным образом. На этом фоне происходит интеркристаллитное разрушение конгломератов TiC на отдельные зерна (рис. 5, е). Сопоставление полученных результатов с литературными данными показывает, что несколько минут механической активации в энергонапряженных мельницах обеспечивают формирование в порошковой смеси на основе Ni-Al высокодефектного структурного состояния, в то время как при использовании менее жестких режимов или мельниц малой напряженности требуются обработки продолжительностью от нескольких часов до нескольких десятков часов [11-13]. Микротвердость активированных таким образом систем ( 6.2 ГПа [12];  6.4 ГПа [11]) на 11-14 % выше, по сравнению с результатами настоящей работы. Кроме того, в работах [11, 13] отмечается, что следствием продолжительной обработки является формирование до нескольких об. % интерметаллида Ni3Al. Анализ полученных в настоящей работе результатов показывает, что введенные в порошковую систему 3Ni-Al после МА крупные частицы TiC не оказывают влияния на параметры зеренной и дефектной структуры, синтезируемой в процессе ИПС интерметаллидной матрицы. Полученная мелкокристаллическая зеренная структура характеризуется микротвердостью более 7 ГПа. При последующих высокотемпературных отжигах в интервале 1100-1300 °С не обнаружено взаимодействия TiC с матрицей. Для сравнения [14], образцы Ni3Al, получаемые в аналогичных условиях ИПС, но без предварительной МА порошковой системы, имеют размеры зерен до нескольких десятков микрометров, а их микротвердость не превышает 4 ГПа. В то же время в работе [15] продемонстрирован эффект от одновременного наноструктурирования интерметаллидной матрицы и введения большой (до 40 %) объемной доли мелкодисперсных частиц TiC. После продолжительной (до 30 ч) механической активации и ИПС в близких условиях размер зерен Ni3Al и TiC составляет около 60 нм, а микротвердость достигает  9.8 ГПа. Несмотря на то, что введение малой (до 1 об. %) объемной доли грубодисперсных частиц TiC не приводит к увеличению значений микротвердости порошковой системы 3Ni-Al и консолидированных ИПС образцов Ni3Al, наблюдается незначительное повышение термической стабильности в интервале от 1050 до 1200 °C. Кроме того, на фоне высокой ( 17 %) пластичности при 1000 °С предел текучести увеличивается на 44 %, а предел прочности более чем в два раза. Такое изменение прочностных свойств, по нашему мнению, связано со спецификой разрушения грубодисперсных частиц TiC и их конгломератов. При комнатной температуре, как было показано выше, они претерпевают хрупкое интракристаллитное разрушение, в то время как интеркристаллитный характер разрушения конгломератов TiC на отдельные зерна при повышенной температуре растяжения свидетельствует о существенном разупрочнении их границ. Кроме того, в условиях вязкого разрушения матрицы, претерпевающей сильное разупрочнение при повышении температуры, конгломераты TiC становятся областями локализации деформации. Таким образом, эффекты повышения прочностных свойств композита Ni3Al+TiC по сравнению с Ni3Al при высокой температуре фактически связаны с напряжениями, необходимыми для интеркристаллитного разрушения конгломератов на отдельные частицы TiC. В целом, несмотря на некоторые положительные эффекты подобного композитного упрочнения, оно оказывается малоэффективным для повышения термической стабильности интерметаллида Ni3Al и комплексного улучшения характеристик при высоких температурах. В свою очередь введение грубодисперсных частиц TiC приводит к дополнительному охрупчиванию материала при комнатной температуре. Заключение Введенные в порошковую систему 3Ni-Al после МА крупные частицы TiC не оказывают влияния на параметры зеренной и дефектной структуры синтезируемой в процессе ИПС интерметаллидной матрицы. Установлено, что как в условиях синтеза, так и при последующих высокотемпературных отжигах в интервале 1100-1300 °C не происходит взаимодействия TiC с интерметаллидной матрицей. Наличие грубодисперсных частиц TiC способствует дополнительному охрупчиванию композита Ni3Al+TiC по сравнению с Ni3Al при комнатной температуре. При повышенной температуре растяжения на фоне высокой ( 17 %) пластичности предел текучести увеличивается почти на 45 %, а предел прочности - более чем в 2 раза. Повышение температуры растяжения сопровождается изменением механизмов разрушения. В интерметаллидной матрице хрупкое интеркристаллитное разрушение меняется на хрупко-вязкое. В то время как для TiC характерна смена интракристаллитного разрушения зерен на интеркристаллитное разрушение конгломератов на отдельные зерна. Последнее свидетельствует о существенном разупрочнении их границ. Исследование проведено с использованием оборудования Томского материаловедческого центра коллективного пользования Национального исследовательского Томского государственного университета.

Ключевые слова

система никель - алюминий, интерметаллид Ni3Al, частицы TiC, механическая активация, искровое плазменное спекание, структура, механические свойства, nickel-aluminum system, intermetallic Ni3Al, TiC particles, mechanical activation, spark plasma sintering, structure, mechanical properties

Авторы

ФИООрганизацияДополнительноE-mail
Осипов Денис АндреевичНациональный исследовательский Томский государственный университетаспирант НИ ТГУosipov_ff_tsu@mail.ru
Смирнов Иван ВладимировичНациональный исследовательский Томский государственный университет; Институт физики прочности и материаловедения СО РАНинженер НИ ТГУ, мл. науч. сотр. ИФПМ СО РАНsmirnov_iv@bk.ru
Гриняев Константин ВадимовичНациональный исследовательский Томский государственный университет; Институт физики прочности и материаловедения СО РАНинженер НИ ТГУ, мл. науч. сотр. ИФПМ СО РАНkvgrinyaev@inbox.ru
Дитенберг Иван АлександровичНациональный исследовательский Томский государственный университет; Институт физики прочности и материаловедения СО РАНд.ф.-м.н., доцент, зав. кафедрой НИ ТГУ, ведущ. науч. сотр. ИФПМ СО РАНditenberg_i@mail.ru
Корчагин Михаил АлексеевичИнститут химии твердого тела и механохимии СО РАНд.т.н., ведущ. науч. сотр. ИХТТМ СО РАНkorchag@solid.nsc.ru
Всего: 5

Ссылки

Sikka V. K., Deevi S.C., Viswanathan S., et al. // Intermetallics. - 2000. - V. 8. - P. 1329-1337.
Stoloff N.S., Liu C.T., and Deevi S.C. // Intermetallics. - 2000. - V. 8. - P. 1313-1320.
Dey G. K. // Sadhana. - 2003. - V. 28. - P. 247-262.
Bochenek K. and Basista M. // Prog. Aerospace Sci. - 2015. - V. 79. - P. 136-146.
Davis J.R. Alloying: Understanding the Basics. - Ohio: ASM international, 2001. - 647 p.
Yeh C.L. and Sung W.Y. // J. Alloys Compounds. - 2004. - V. 384. - P. 181-191.
Guo J.T., Sheng L.Y., Xie Y., et al. // Intermetallics. - 2011. - V. 19. - P. 137-142.
Fragea N., Kalabukhov S., Wagner A., and Zaretsky E.B. // Intermetallics. - 2018. - V. 102. - P. 26-33.
Cavaliere P. Spark Plasma Sintering of Materials: Advances in Processing and Applications. - Springer, 2019. - 781 p.
Дитенберг И.А., Корчагин М.А., Мельников В.В. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2018. - T. 61. - № 9. - С. 108-113.
Zadorozhnyy V., Kaloshkin S., Kaevitser E., and Romankov S. // J. Alloys Compounds. - 2011. - V. 509. - P. 507-509.
Lu L., Lai M.O., and Zhang S. // Mater. Design. - 1994. - V. 15. - No. 2. - P. 79-86.
Yazdani-Rad R., Rahaei M.B., Kazemzadeh A., and Hasanzadeh M.R. // Int. J. Eng. - 2012. - V. 25. - P. 89-98.
Thömmes A., Shevtsova L.I., Mali V.I., et al. // AIP Conf. Proc. - 2015. - V. 1683. - No. 1. - P. 020245.
Liu W. and Naka M. // Scripta Mater. - 2003. - V. 48. - P. 1225-1230.
Влияние частиц порошка TiC на особенности структуры и механические свойства Ni<sub>3</sub>Al, полученного методом искрового плазменного спекания | Известия вузов. Физика. 2020. № 9. DOI: 10.17223/00213411/63/9/119

Влияние частиц порошка TiC на особенности структуры и механические свойства Ni3Al, полученного методом искрового плазменного спекания | Известия вузов. Физика. 2020. № 9. DOI: 10.17223/00213411/63/9/119