Содержание к диссертации
Введение
1 Структура и механические свойства алюминидов никеля и материалов на их основе (аналитический обзор) 18
1.1 Структура и свойства интерметаллидов системы «никель –алюминий» 19
1.1.1 Диаграмма состояния системы «никель – алюминий» 19
1.1.2 Физико-химические свойства алюминидов никеля 23
1.1.3 Механические свойства интерметаллидов NiAl и Ni3Al и сплавов на их основе 24
1.1.4 Модифицирование интерметаллида Ni3Al легирующими элементами 29
1.2 Способы получения алюминидов никеля и компактированных материалов на их основе 36
1.2.1 Получение алюминидов никеля методом самораспространяюще-гося высокотемпературного синтеза 37
1.2.2 Метод направленной кристаллизации 40
1.2.3 Метод горячего прессования 41
1.2.4 Технология искрового плазменного спекания 43
1.2.5 Комбинированные методы получения компактированных материалов на основе алюминида никеля 49
1.3 Выводы 53
2 Материалы и методы исследования 58
2.1 Материалы исследования 58
2.2 Оборудование и условия формирования однородных порошковых смесей
2.2.1 Перемешивание и измельчение порошков 62
2.2.2 Механическая активация порошков с использованием планетар-ной шаровой мельницы 64 2.3 Самораспространяющийся высокотемпературный синтез механически активированной смеси порошков никеля и алюминия 70
2.4 Оборудование и режимы искрового плазменного спекания порошковых смесей 71
2.5 Методы исследования структуры спечённых порошковых композиций
2.5.1 Оптическая металлография 75
2.5.2 Растровая электронная микроскопия и микрорентгеноспект-ральный анализ 76
2.5.3 Просвечивающая электронная микроскопия 77
2.5.4 Рентгенофазовый анализ 78
2.6 Оценка механических свойств спечённых материалов 78
2.6.1 Дюрометрические исследования 79
2.6.2 Прочностные испытания полученных материалов 79
2.6.3 Испытания на ударную вязкость 80
2.6.4 Триботехнические испытания в условиях трения о закреплённые частицы абразива 80
3 Структура и механические свойства материалов, сформированных методом искрового плазменного спекания смесей порошков ал юминида никеля и никеля 83
3.1 Структурные исследования материалов, полученных с использова нием технологии искрового плазменного спекания смесей порошков
алюминида никеля и никеля 83
3.1.1 Влияние температуры спекания на структуру материалов, полученных при спекании порошка алюминида никеля 83
3.1.2 Особенности формирования структуры спечённых композитов «алюминид никеля – никель» с различным соотношением компонентов 98
3.2 Механические свойства материалов, сформированных методом искрового плазменного спекания смесей порошков алюминида никеля и никеля 107
3.2.1 Прочностные свойства спечённых материалов 107
3.2.2 Ударная вязкость материалов, полученных методом искрового плазменного спекания смесей порошков алюминида никеля и никеля 1 3.3 Оценка износостойкости спечённых материалов в условиях трения о закреплённые частицы абразива 120
3.4 Выводы 123
4 Структура и свойства материалов, полученных методом искрового плазменного спекания механически активированных порошковых смесей никеля и алюминия 126
4.1 Структурные исследования компактированных материалов на
основе интерметаллида Ni3Al и композитов «Ni3Al – Ni», полученных
различными методами 127
4.1.1 Структурные особенности компактированных материалов из интерметаллида Ni3Al, полученных при комбинировании процессов механоактивации, самораспространяющегося высокотемпературного синтеза и искрового плазменного спекания 127
4.1.2 Влияние добавок бора на структуру интерметаллида Ni3Al, сформированного в процессе искрового плазменного спекания механи чески активированной порошковой смеси «Ni – Al» 140
4.1.3 Влияние механической активации на структуру спечённых композитов типа «Ni3Al – Ni» 142
4.2 Оценка механических свойств компактированных материалов из алюминида никеля и композитов на его основе, сформированных методом искрового плазменного спекания механически активирован ной порошковой смеси «Ni – Al» 147
4.2.1 Влияние механической активации на прочностные свойства спечённого интерметаллида Ni3Al и композитов типа «Ni3Al – Ni» 147
4.2.2 Ударная вязкость материалов, полученных методом искрового плазменного спекания механоактивированных порошковых смесей 151
4.2.3 Фрактографические исследования композитов из механически активированных порошковых смесей на основе никеля и алюминия
4.3 Результаты триботехнических испытаний композиционных материалов, полученных по технологии искрового плазменного спек ания механи чески активированных порошковых смесей 154
4.4 Выводы 154
5 Апробация результатов экспериментальных исследований 160
5.1 Рекомендации по оптимизации технологии формирования высококачественных компактированных материалов на основе интерметаллида Ni3Al 161
5.2 Перспективы использования компактированных материалов на основе алюминида никеля 164
5.3 Использование результатов проведённых исследований в учебном процессе 169
5.4 Выводы 169
Заключение 171
Список литературы
- Модифицирование интерметаллида Ni3Al легирующими элементами
- Механическая активация порошков с использованием планетар-ной шаровой мельницы
- Влияние температуры спекания на структуру материалов, полученных при спекании порошка алюминида никеля
- Оценка механических свойств компактированных материалов из алюминида никеля и композитов на его основе, сформированных методом искрового плазменного спекания механически активирован ной порошковой смеси «Ni – Al»
Модифицирование интерметаллида Ni3Al легирующими элементами
Диаграмма состояния системы «никель – алюминий» хорошо исследована. Однако до сих пор существуют расхождения, касающиеся области концентраций 70 – 80 % (ат.) никеля. Вариант диаграммы, на которую в настоящее время ссылается большинство исследователей, представлен на рисунке 1.1. Согласно этой диаграмме состояния никель и алюминий могут образовывать пять типов химических соединений (NiAl3, Ni2Al3, NiAl (-фаза), Ni5Al3, Ni3Al ( -фаза)), а также твёрдые растворы никеля в алюминии и алюминия в никеле (-фаза) [61 - 65].
Со стороны алюминия (2,5 – 3,06 % (ат.) Al) в системе реализуется эвтектическое превращение. По данным различных авторов температура эвтектического Рисунок 1.1 – Диаграмма состояния системы «никель – алюминий» [65] превращения находится в пределах 630 – 640 C [4, 61]. Постоянный состав имеет только фаза NiAl3, для остальных соединений характерны достаточно широкие области гомогенности. Образование соединения NiAl3 происходит по реакции пе-ритектического типа при температуре 854 C. В жидкой фазе, участвующей в этом превращении, содержится 15,3 % (ат.) Ni. Фаза Ni2Al3 (59,19 % (мас.) Ni) кристаллизуется при 1133 C по реакции перитектического типа. При понижении температуры указанное соединение фиксируется в расширяющемся диапазоне концентраций. Например, при 600 С область гомогенности находится в пределах 55,3 – 60 % (мас.) Ni [61].
Соединение NiAl является самой высокотемпературной фазой системы «Ni – Al». Оно формируется по перитектической реакции, обладает сверхструктурой типа В2, плавится конгруэнтно при температуре 1638 C и имеет область гомогенности 64 - 76,5 % (мас.) Ni при 600 C и ниже [61].
Область гомогенности соединения Ni5Al3, образующегося при 700 C, находится в пределах 32 – 36 % (ат.) Al. Со стороны никеля превращение при температуре 1385 C является эвтектическим, а при 1395 C – перитектическим. В последнем случае образуется соединение Ni3Al с 86,71 % (мас.) Ni. Фаза Ni3Al имеет область гомогенности в пределах 85,1 – 87,8 % (мас.) Ni при 600 C и ниже [65]. Растворимость алюминия в никеле уменьшается от 11 % (мас.) при температуре 1385 C до 3,85 % при 500 C. Никель в твёрдом алюминии растворяется в очень малых количествах ( 0,05 % (мас.)) [4]. -фаза – твёрдый раствор на основе NiAl, имеет структуру типа CsCl. Значение параметра решётки по различным источникам отличается и составляет 2,886…2,860 . Расположение атомов в интерметаллиде NiAl стехиометрического состава является упорядоченным вплоть до температуры плавления. Теплота образования соединения NiAl равна 34 ккал/моль [4, 24].
Фаза NiAl3 имеет орторомбическую решётку, фаза Ni2Al3, на основе которой происходит образование твёрдого раствора, имеет решётку гексагонального типа. Теплота образования соединений составляет 38 и 68 ккал/моль соответственно [4, 24, 61].
Аустенитная -фаза (твёрдый раствор алюминия в никеле) обладает кубической гранецентрированной решёткой. -фаза составляет основу многих никелевых суперсплавов. В ней в большом количестве растворяются легирующие элементы, такие как хром, кобальт, молибден и вольфрам [1, 5].
В системе «Ni – Al» в равновесии с -твёрдым раствором на основе никеля находится -фаза, которая представляет собой твёрдый раствор на основе интер-металлида Ni3Al. Период решётки -фазы всего лишь на 0,1 % больше, чем у -раствора [1, 5].
Из диаграммы состояния «никель – алюминий» (рисунок 1.1) следует, что соединение Ni3Al ( -фаза) существует в довольно узком интервале концентраций. -фаза когерентна твёрдому раствору алюминия в никеле. Интерметаллическое соединение Ni3Al относится к сплавам со сверхрешёткой L12, характеризующимся высокой энергией упорядочения. Упорядоченные атомы формируют кристаллическую решётку, которую можно представить как несколько встроенных одна в другую подрешёток. Принципиальное отличие -фазы от твёрдого раствора алюминия в никеле заключается в наличии упорядоченной структуры практически до точки плавления [1, 4 - 6, 30]. 1.1.2 Физико-химические свойства алюминидов никеля
Из приведённой выше совокупности алюминидов никеля благодаря своим высокотемпературным свойствам особый интерес представляют интерметаллиды с высоким содержанием никеля, а именно соединения NiAl и Ni3Al. Физико-химические свойства интерметаллидов NiAl и Ni3Al представлены в таблице 1.2.
Плотность соединения NiAl равна 5,85 г/см3, что примерно на 35 % ниже плотности суперсплавов на основе никеля. Это обстоятельство является весомым преимуществом сплава NiAl как конструкционного материала для ракетостроения. Снижение массы, обусловленное уменьшением плотности, ведёт к уменьшению напряжений во вращающихся элементах турбины. Снижение массы лопастей и диска турбины позволяет уменьшить общую массу ступени ротора типичного турбинного двигателя на 30 – 40 %. Это, в свою очередь, позволяет снизить также и массу поддерживающих элементов (валов и подшипников). Более эффективное охлаждение аэродинамических профилей достигается за счёт высокой скорости теплообмена, которая напрямую зависит от теплопроводности материала. По теплопроводности соединение NiAl превосходит многие суперсплавы [4, 5]. Ni3Al ( -фаза) является основной упрочняющей фазой никелевых суперсплавов. В настоящее время эти сплавы занимают ведущее место по масштабам производства и применения в авиа- и ракетостроении, космической технике, а также в химической промышленности и энергетике. Поведение частиц Ni3Al под нагрузкой при повышенных температурах в значительной степени определяет ресурс работы никелевых сплавов в целом. Объёмная доля упрочняющей фазы в никелевых суперсплавах находится в пределах от 25 до 70 %. Плотность соединения Ni3Al составляет 7,29 г/см3...7,5 г/см3 [2, 3, 6 - 9, 68].
Алюминиды никеля относятся к перспективным конструкционным материалам высокотемпературного назначения. К материалам такого типа предъявляется ряд требований. Они должны обладать высокими удельными прочностными характеристиками, жаропрочностью, достаточным сопротивлением усталости, высоким сопротивлением коррозии и окислению, а также приемлемой пластичностью и необходимым уровнем технологических свойств [1 - 10, 68].
По сравнению с традиционными коммерческими материалами, в том числе сплавами Haynes 214 (NiCrAlY), MA-956 (FeCrAlY) и сталью HU (FeNiCr), алюми-ниды никеля, обладающие высокой жаростойкостью и жаропрочностью, характеризуются более низкой плотностью, высокой температурой плавления и рядом особых механических свойств [1, 6].
В таблице 1.3 представлены литературные данные о величине микротвёрдости некоторых алюминидов никеля и композиций на их основе. Наибольшее значение микротвёрдости характерно для интерметаллида Ni2Al3. Однако по сравнению с другими алюминидами никеля соединение такого типа обладает повышенной хрупкостью. Таблица 1.3 – Микротвёрдость алюминидов никеля и композиций на их основе [4, 5, 35, 39 - 41, 48, 49, 51, 55, 65, 69, 70 - 75]
При комнатной температуре временное сопротивление при растяжении образцов из литого соединения NiAl стехиометрического состава находится в пределах от 20 до 110 МПа. Более высокими показателями прочностных свойств обладает моноалюминид нестехиометрического состава (25…28 % (мас.) Al). Предел прочности на растяжение такого материала находится в диапазоне 120…220 МПа, предел прочности на изгиб составляет 980 МПа. Пластичность соединения NiAl колеблется в пределах от 0 до 2 % и зависит от стехиометрии, текстуры, размера зерна, типа субструктуры, наличия примесей. Для упорядоченной структуры данного соединения характерно малое количество независимых систем скольжения сверхдислокаций, что по критерию Мизеса не позволяет обеспечить пластичность поликристаллического алюминида никеля [1, 4, 31].
При комнатной температуре поликристаллический NiAl разрушается по межзёренным границам, его вязкость разрушения составляет 4 – 6 МПам1/2. Нагрев до температуры, близкой к 400 C, соответствует проявлению вязко– хрупкого перехода в интерметаллиде NiAl, материал становится пластичным. При нагреве до 600…750 C относительное удлинение образцов из этого материала достигает 40 %. Характерной особенностью интерметаллида NiAl является анизотропия пластической деформации, которая связана с анизотропией его упругих свойств. Для крупнозернистого NiAl характерно хрупкое разрушение. В то же время монокристаллы моноалюминида никеля обладают достаточно высокой пластичностью даже при низких температурах [1, 4].
Прочностные характеристики сплава NiAl улучшают по механизму твёрдо-растворного упрочнения. Легирующие элементы хорошо растворяются в этой фазе, замещая в решётке атомы, как никеля, так и алюминия. Например, добавление к соединению NiAl 0,2 % гафния повышает предел текучести материала при комнатной температуре в три раза – от 200 МПа до 600 МПа. Прочностные характеристики моноалюминида никеля повышают добавлением Cu, Nb, Ta и Ti.
Пластичность интерметаллида NiAl может быть увеличена при микролегировании сплава такими элементами, как Cu, Cr, Ga, Mo и Y. Высоких показателей предела текучести NiAl удается достичь путём выращивания монокристаллов или упрочнением твёрдыми включениями различного типа [49, 70].
При 1000 C длительная прочность соединения NiAl низкая. Малые добавки титана и циркония способствуют значительному повышению этой характеристики. Жаропрочность NiAl повышают путем уменьшения содержания алюминия до 47 % (ат.), а также путём легирования танталом и ниобием [1]. В работе [3] были сделаны попытки повысить сопротивление ползучести и ударную вязкость ин 27 терметаллида NiAl путём микролегирования частицами хрома, ниобия, титана и циркония.
Механические свойства интерметаллида Ni3Al
Повышенный интерес к алюминиду Ni3Al обусловлен проявлением аномальной зависимости предела текучести от температуры нагрева этого материала. Предел текучести Ni3Al с ростом температуры нагрева возрастает до некоторого максимального значения. Такое явление имеет особую ценность при изготовлении изделий, предназначенных для работы в условиях повышенных температур. Как отмечалось ранее, алюминид Ni3Al относится к сплавам с L12-сверхструктурой. Для сплавов такого класса характерна положительная температурная зависимость предела текучести. В основе высокотемпературных свойств интерметаллида Ni3Al лежат особенности строения скользящих дислокаций в решётке L12, а также структура и свойства плоских дефектов, связанных с этими дислокациями [1, 4 - 8, 30, 76].
Механическая активация порошков с использованием планетар-ной шаровой мельницы
Искровое плазменное спекание осуществлялось из порошка алюминида никеля и предварительно подготовленных смесей порошков никеля и алюминия. Исходные порошки в заданном количестве взвешивали с использованием аналитических весов Pioneer PA 214C.
Для формирования спечённого композита «алюминид никеля – никель» использовали смеси, состоящие из порошков алюминида никеля (ПН85Ю15) и никеля, которые были получены путём перемешивания исходных компонентов в планетарной шаровой мельнице Fritsch Pulverisette 6. Схема установки показана на рисунке 2.3. Содержание никеля в порошковых смесях «ПН85Ю15 – Ni» варьировалось от 10 до 70 % (мас.).
Перемешивание порошков осуществляли в стальном стакане объёмом 250 мл. В качестве мелющих тел использовали стальные шары диаметром 10 мм. Соотношение масс шаров и порошковой смеси было равным 5:1. Основными изменяемыми параметрами процесса приготовления смесей являлись продолжительность перемешивания, частота и направление вращения опорного диска мельницы. Режимы перемешивания были оптимизированы с целью равномерного распределения частиц легирующего элемента в объёме порошковых смесей.
На рисунке 2.4 а в качестве примера изображены частицы смесей порошков ПН85Ю15 и никеля в соотношении 7:3 после равномерного перемешивания компонентов в течение 6 часов. Из рисунка видно, что во время перемешивания частицы никеля деформируются и частично налипают на крупные частицы порошка алюминида никеля. При этом сферические частицы алюминида никеля свою первоначальную форму существенно не изменили.
Для получения мелкодисперсной структуры спечённого композита «алюми-нид никеля – никель» исходный порошок ПН85Ю15 предварительно измельчали в планетарной шаровой мельнице Fritsch Pulverisette 6 по следующему режиму: время измельчения составляло 20 часов, частота вращения опорного диска – 300 мин-1. Для получения 30 г готовой порошковой смеси в емкость добавляли 10 мл этилового спирта. Микрофотографии порошка ПН85Ю15, обработанного в планетарной шаровой мельнице в течение 20 часов представлены на рисунке 2.4 б. В процессе обработки частицы алюминида никеля пластически деформировались и изменили свою первоначальную форму. После измельчения в течение этого времени размер частиц порошка составлял 1…20 мкм. Полученный таким образом измельчённый порошок интерметаллида в течение 6 часов перемешивали с никелем.
Формирование интерметаллида Ni3Al и композитов состава «Ni3Al – Ni» в процессе искрового плазменного спекания осуществлялось из порошков никеля и алюминия. Для получения мелкодисперсной структуры получаемого материала 66 проводили предварительную механическую активацию реакционных смесей с использованием планетарной шаровой мельницы АГО-2 с водяным охлаждением [143]. Общий вид мельницы представлен на рисунке 2.5, принцип действия схематически отражён на рисунке 2.6.
Механическую активацию порошковых смесей осуществляли в двух стальных барабанах мельницы. Объём каждого барабана составил 160 см3, масса шаров в каждом барабане – 200 г, диаметр мелющих шаров – 8 мм. В каждый барабан устройства засыпали по 10 г порошковой смеси. С целью предотвращения окисления материалов механическую активацию проводили в ёмкости, заполненной аргоном до давления 0,3 МПа. Центробежное ускорение шаров достигало 400 мс-2 (40 g). В результате проведённых экспериментов, а также на основании литературных данных [44 - 46, 134, 135] было определено оптимальное время (3 минуты), которое обеспечивает формирование монофазного интерметаллида Ni3Al. После механической активации полученные смеси выгружали из барабанов в боксе, заполненном аргоном.
На рисунке 2.7 показана морфология порошковой смеси никеля и алюминия в соотношении «Ni + 13,29 % (мас.) Al», обеспечивающем формирование химического соединения Ni3Al (без механической активации). На рисунке 2.7 в отчетливо видно, что в результате перемешивания более твёрдые частицы никеля начинают внедряться в алюминий, при этом форма частиц никеля (кубическая) и алюминия (шарообразная) существенно не изменилась. После трёх минут механической активации порошковых смесей состава (Ni + 13,29 % Al) были получены механо-композиты пластинчатой формы, состоящие из частиц никеля и алюминия в виде чешуек (рисунок 2.8). Поперечный скол такого механокомпозита, который свидетельствует о его слоистом строении, представлен на рисунке 2.8 в. Размер конгломератов из сформированных механокомпозитов составил 50…300 мкм [45].
В результате исследований внутреннего строения механокомпозита, проведённых с использованием просвечивающей электронной микроскопии, М. А. Корчагиным с соавторами было установлено, что размер зерна исходных реагентов в механокомпозите находится в нанометровом диапазоне [45]. В работе [136] 70 было выявлено, что при меньших временах предварительной активации не происходит полного смешения компонентов и в результате формируются «рыхлые» заготовки будущих механокомпозитов. Более подробные результаты исследований механокомпозитов, образующихся в результате механоактивации порошков, приведены в работах [44 - 46, 134, 135, 143, 144].
С целью формирования монофазного интерметаллида Ni3Al был использован метод самораспространяющегося высокотемпературного синтеза механоакти-вированной порошковой смеси состава (Ni + 13,29 % Al) [134]. Процесс самораспространяющегося высокотемпературного синтеза осуществляли в горизонтально расположенных контейнерах из асбестового картона в проточном реакторе объёмом 6 литров. Относительная плотность образцов составляла 30...40 %. Перед инициированием синтеза реактор с подготовленным материалом продувался аргоном. Во время синтеза и до полного остывания продуктов горения в реактор постоянно подавали аргон со скоростью 9,5 л/мин. Инициирование горения осуществляли с использованием запального состава «(Ti + 2B) + 35 % (мас.) Ni», поджиг которого выполняли нихромовой спиралью, нагреваемой электрическим током. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез проводили в Институте химии твёрдого тела и механохимии СО РАН.
Влияние температуры спекания на структуру материалов, полученных при спекании порошка алюминида никеля
Активизация диффузионных процессов на границе между частицами с разным химическим составом связана с различиями физических свойств двух разнородных частиц. Как указано в таблице 1.2, электрическое сопротивление интерме-таллида Ni3Al составляет 37,4 10-8 Омм, что почти в 3 раза больше чем у интерме-таллида NiAl. Это приводит к локальному перегреву спекаемого материала вблизи частиц NiAl. Ещё заметнее это явление проявляется при повышении температуры нагрева. Спекание порошка алюминида никеля при температуре 1100 C и выше приводит к появлению микрообъёмов, в которых имело место локальное оплавление материала (рисунок 3.6 г).
Другая структурная особенность, зафиксированная на образцах, спечённых при температурах 1100 C и 1150 C, заключается в появлении в некоторых частицах характерного полосчатого узора (рисунок 3.7). Можно предположить, что при повышении температуры в присутствии внешнего давления активизируется процесс пластической деформации материала, который в условиях ограниченной дислокационной пластичности развивается по механизму двойникования.
При взаимном пересечении отмеченных дефектов, распространяющихся в двух направлениях, образуется узор типа «шахматная доска», свидетельствующий о наличии кристаллографической взаимосвязи между соседними участками. Тем не менее, отмеченный эффект требует более глубокого изучения материала AC «
Близкая по строению структура была зафиксирована Q. Fan с соавторами в работе [151] при исследовании материала, полученного методом СВС из порошков никеля и алюминия, взятых в атомном соотношении 1:1. Авторы отмечают, что при резком охлаждении интерметаллида NiAl в результате мартенситного перехода из упорядоченной сверхструктуры B2 образуется сверхструктура L10.
В работе С.В. Косицына и И.И. Косицыной [152] отмечается, что мартен-ситная структура возникает только в пересыщенных никелем (на 10-15 % (ат.) от стехиометрического состава) твёрдых растворах -фазы при резком охлаждении от температур выше 1100 C. При исследовании структуры мартенсита однофазного -сплава Ni64Al36 с использованием методов ПЭМ авторы экспериментально установили, что, кристаллы никель-алюминиевого мартенсита L10 состоят из тонких пластинок, находящихся по отношению друг к другу в двойниковой ориентации с плоскостью двойникования {111}L10. Образование подобного рода дефектов кристаллического строения наблюдалось и другими авторами при исследовании спечённых интерметаллидов систем Ti-Al, Ni-Al, Nii и других [116, 153 - 155 ].
Для выявления особенностей тонкого строения спечённых образцов были проведены исследования с применением метода просвечивающей электронной микроскопии. Результаты исследований представлены на рисунках 3.8 – 3.9.
Для исследуемых материалов не характерны развитые дислокационные скопления (рисунки 3.8 д, 3.9 а). В то же время, в структуре наблюдается множество двойников и дефектов упаковки (рисунок 3.8 в, г). Пакеты из пластин двойникового типа характерны для структуры L10-мартенсита. Образование подобного рода дефектов кристаллического строения в условиях ограничения дислокационной подвижности способствует развитию пластической деформации в процессе прессования материала при высоких температурах.
Малое время высокотемпературного воздействия на материал способствует сохранению размеров интерметаллидных зёрен. Тонкие микроструктурные исследования, проведенные в темнопольном режиме, позволили зафиксировать зёрен-ную структуру материала с субзёренными построениями 98 (рисунки 3.8 а, б, 3.9 а, д). Установлено, что размер зёрен составляет 1 – 3 мкм. При этом величина субзёрен не превышает 500 нм.
Особенности формирования структуры спечённых композитов «алюминид никеля – никель» с различным соотношением компонентов
Результаты структурных исследований материалов, полученных с использованием технологии искрового плазменного спекания порошка ПН85Ю15, свидетельствуют о том, что реализованные режимы (температура нагрева 1000...1150 C, длительность выдержки 5 мин, давление 40 МПа) не позволяют получить плотный материал, удовлетворяющий поставленным требованиям [156, 157]. Решение задачи повышения плотности получаемых интерметаллидных материалов и снижения их пористости было реализовано двумя способами.
Одно из предложенных в работе решений связано с введением в исходную порошковую смесь частиц никеля более мелкой фракции. Предполагалось, что под действием приложенного давления пластичные частицы, нагретые до высоких температур, заполнят промежутки между крупными сферическими частицами порошка ПН85Ю15. Количество вводимого никеля варьировали от 10 до 70 % (маc.) [158 - 163].
Другое техническое решение, направленное на повышение плотности и улучшение механических свойств разрабатываемых материалов, заключалось в проведении предварительного механического измельчения и пластической деформации порошка ПН85Ю15 при перемешивании в планетарной шаровой мельнице. Измельчение проводилось в течение 20 часов по режиму, описанному в разделе 2. В результате обработки были получены частицы алюминида никеля пластинчатой формы размером 1…20 мкм. Измельчённый порошок алюминида никеля смешивали с порошком никеля в пропорции 7:3 [164].
Для получения композиционных материалов на основе алюминида никеля подготовленные смеси спекали по технологии искрового плазменного спекания при температуре 1100 C, давлении прессования 40 МПа и длительности выдержки 5 мин [162].
На рисунке 3.10 представлены рентгенограммы спечённых заготовок с различным содержанием никеля. В образце, полученном спеканием исходного порошка ПН85Ю15, зафиксированы интерметаллиды двух типов: Ni3Al и NiAl (рисунок 3.10 а). Основной фазой является алюминид никеля Ni3Al. В материале, полученном при введении в порошковую смесь 10 % (мас.) никеля, на рентгенограмме зафиксированы только рефлексы интерметаллида типа Ni3Al (рисунок 3.10 б). При анализе сплава, полученного в результате спекания порошковой смеси (70 % ПН85Ю15 + 30 % Ni), зафиксированы фазы, соответствующие интерметаллиду Ni3Al и никелю (рисунок 3.10 в). При проведении количественного анализа фаз, установлено, что в нём содержится 73 % (мас.) интерметаллида Ni3Al и 27 % (мас.) никеля.
Оценка механических свойств компактированных материалов из алюминида никеля и композитов на его основе, сформированных методом искрового плазменного спекания механически активирован ной порошковой смеси «Ni – Al»
Для оценки прочностных свойств материалов, сформированных в результате искрового плазменного спекания предварительно механически активированных смесей порошков никеля и алюминия, были проведены испытания на трёхточеч-ный изгиб и одноосное растяжение. Эксперименты выполнены при комнатной температуре на установке Instron 3369. Образцы для испытаний были подготовлены с использованием электроэрозионной установки Sodick AG400L. Для определения среднего значения предела прочности испытывали не менее пяти образцов.
Механические свойства интерметаллида Ni3Al, полученного непосредственно в процессе искрового плазменного спекания из механически активированных порошков никеля и алюминия при реализации всех четырёх технологических маршрутов (раздел 4 п. 4.1.1), представлены в таблице 4.4.
Анализ полученных результатов свидетельствует о том, что микротвёрдость спечённых материалов находится в диапазоне от 6100 до 6540 МПа. Эти данные значительно превосходят значения, характерные для алюминида никеля, полученного методами литья, горячей экструзии и прессования (2900 – 3600 МПа) [140, 184]. Высокая микротвёрдость в материалов, полученных по технологии SPS, подтверждается во многих работах [48]. При этом твёрдость материала, сформированного путём спекания нанопорошков (маршрут № 4), выше по сравнению с микротвёрдостью интерметаллида Ni3Al, полученного спеканием мелкодисперсных частиц. Отмеченный факт связан, вероятно, с малым размером зерна алюминида никеля и присутствием в наноразмерном порошке множества мелкодисперсных частиц оксида алюминия. Аналогичные результаты были получены и в других работах [44, 48, 165].
Экспериментальные данные, характеризующие прочностные свойства образцов, полученных по первым трём маршрутам, друг от друга существенно не отличаются. Значения предела прочности образцов при изгибе составляют 800 МПа. Максимальный уровень предела прочности при изгибе (1160 МПа) достигнут при испытании материала, полученного по технологическому маршруту № 4. Это значение в 1,5 раза превосходит уровень прочности при изгибе материалов, полученных при спекании мелкодисперсных порошков никеля и алюминия (маршруты № 1 – № 3) [185 - 189].
При проведении испытаний на растяжение максимальное значение предела прочности компакта из интерметаллида Ni3Al (400 МПа) наблюдается на образцах, полученных по маршруту № 2. Сравнение с литературными данными показывает, что уровень предела прочности этого материала почти в два раза превосходит предел прочности аналогичного по составу литого материала (190 – 215 МПа) [1, 35]. Предел прочности материала, упрочнённого частицами оксида алюминия (маршрут № 4), составляет 535 МПа.
Одно из технических решений по повышению пластичности и прочности материала на основе алюминида никеля было основано на введении в порошковую смесь, содержащую хрупкий интерметаллид Ni3Al, частиц пластичного никеля.
По результатам оценки прочностных свойств композитов состава «ПН85Ю15 – Ni» с различным соотношением компонентов был определён оптимальный состав порошковой смеси, обеспечивающий высокие показатели прочностных свойств (раздел 3). Для материала, полученного SPS спеканием при 1100 C порошковой смеси, содержащей 70 % (мас.) порошка ПН85Ю15 и 30 % никеля, предел прочности при изгибе составляет 1900 МПа, при растяжении – 590 МПа.
С целью повышения прочностных свойств разрабатываемых композитов «алюминид никеля – никель» с соотношением компонентов 7:3 было предложено провести предварительную механическую активацию исходных реагентов. По результатам предварительных экспериментов установлено, что при механической активации порошковых смесей происходит измельчение зерна до наноразмерного состояния, что, в свою очередь, должно способствовать повышению комплекса прочностных свойств спечённых заготовок [44, 133 - 135].
На рисунках 4.13 и 4.14 представлены данные прочностных свойств композитов «Ni3Al – Ni», полученных SPS-спеканием механически активированных порошков никеля и алюминия (смеси 1, 2 и 3), в сравнении с прочностными характеристиками спечённого интерметаллида Ni3Al без добавок никеля (маршрут № 2). Как и следовало ожидать, наиболее высоким комплексом механических свойств обладает композит «Ni3Al – Ni» с соотношением составляющих 7:3, полученный спеканием механически активированной порошковой смеси СВС-продукта и никеля. Предел прочности при изгибе такого материала составляет 2650 МПа, при растяжении – 1200 МПа.
Как отмечалось ранее, введение в порошковую смесь никеля и алюминия 0,1…0,2 % (мас.) бора способствует повышению плотности спечённого интерме-таллида Ni3Al. Результаты влияния добавок бора на прочностные характеристики алюминида никеля, полученного SPS-методом, представлены в таблице 4.5.
Анализ полученных данных свидетельствует о том, что введение в порошковую смесь никеля и алюминия малых количеств бора благоприятно отражается на механических свойствах интерметаллида, полученного SPS-методом. Наиболее высокие показатели прочностных свойств достигнуты при испытаниях материала, содержащего 0,1 % (мас.) бора. Предел прочности при изгибе (2200 МПа) образца в 2,8 раза больше предела прочности спечённого алюминида никеля без добавок бора. В условиях растяжения рост предела прочности (970 МПа) достигает 240 %.
Ударную вязкость материалов, сформированных методом искрового плазменного спекания с предварительной механической активацией порошковых смесей никеля и алюминия, оценивали с использованием маятникового копра CEAST 9050 (Instron).
Результаты проведённых испытаний представлены в таблице 4.6. Ударная вязкость интерметаллида Ni3Al, полученного в результате SPS-спекания механически активированной порошковой смеси никеля и алюминия, составляет 5,3 Дж/см2. Полученный результат согласуется с литературными данными [4]. При введении в порошковую смесь никеля и алюминия 0,1 % (мас.) бора уровень ударной вязкости готового материала повышается в 5 раз, что связано с ростом пластичности материала.