Содержание к диссертации
Введение
1 Литературный обзор 7
1.1 Материалы на основе Fe-AI 7
1.2 Дисперсионное упрочнение и механохимическая активация 21
1.3 Технологии консолидации порошковых композиционных материалов 31
1.4 Выводы, цели и задачи исследований 37
2 Технологии получения образцов, материалы, оборудование и методики, применяемые при исследовании 39
2.1 Технологии, основанные на совместной механохимическои активации компонентов шихты Fe-AI 41
2.2 Технологии получения горячедеформированных материалов, основанные на предварительной механохимическои активацией порошка А1 с последующей совместной механохимическои активацией порошков А1 и Fe 44
2.3 Технологии получения горячедеформированных материалов, основанные на предварительной механохимическои активацией порошка А1 с последующим смешиванием порошков А1 и Fe 47
2.4 Технологии, основанные на гидрохимическом легировании (ГХО) исходных компонентов шихты 52
2.5 Технологии получения материалов легированных графитом 54
2.6 Методики исследования структуры механических свойств и материалов 59
2.7 Математическое планирование и обработка результатов исследований 60
3 Диспергирование шихт на основе Fe—А1 в процессе мха и их уплотнение на этапах консолидации 64
3.1 МХА порошковых шихт на основе Fe - А1 64
3.2 Плотность холоднопрессованных заготовок на основе шихт Fe-Al, полученных различными способами 68
3.3 Плотность спеченных заготовок на основе шихт Fe-Al, полученных различными способами 80
3.4 Плотность ГДПМ на основе шихт Fe-Al, полученных различными способами 83
3.5 Плотность отожженных ГДПМ 95
3.6 Выводы 98
4. Структура и свойства ПКМ на основе Fe-Al 101
4.1 Материалы, полученные на основе ГХО шихт 101
4.2 Материалы, полученные совместной МХА компонентов шихты Fe-Al
4.3 Свойства ГДПМ, полученных с применением предварительной МХА порошка А1 и совместной МХА порошков Fe и А1 109
4.4 Свойства ГДПМ, полученных с применением предварительной МХА порошка А1 и совместной МХА порошков Fe и А1 ИЗ
4.5 Технологии получения материалов, легированных графитом 121
4.7 Результаты исследования структуры и свойств ПКМ Fe-Al 125
4.6 Выводы 129
5 Обсуждение полученных результатов и опытно-промышленная технология получения ПКМ на основе Fe-Al 132
5.1 Обсуждение полученных результатов 132
5.2 Опытно-промышленная реализация разработанной технологии 137
Общие выводы 141
Литература 144
Приложение 156
- Дисперсионное упрочнение и механохимическая активация
- Технологии получения горячедеформированных материалов, основанные на предварительной механохимическои активацией порошка А1 с последующей совместной механохимическои активацией порошков А1 и Fe
- Плотность холоднопрессованных заготовок на основе шихт Fe-Al, полученных различными способами
- Материалы, полученные совместной МХА компонентов шихты Fe-Al
Введение к работе
В работе приведены результаты экспериментальных исследований и теоретические предпосылки создания порошкового КОМПОЗИЦИОННОГО материала системы Fe-Al с повышенными свойствами. Предложена опытно-промышленная технология получения конструкционного материала на основе механохимически активированных порошковых шихт Fe-Al и изделий из него.
АКТУАЛЬНОСТЬ ТЕМЫ
В последнее время наблюдается повышение спроса предприятий различных отраслей промышленности на изделия и материалы, изготавливаемые разнообразными методами порошковой металлургии. Порошковые и композиционные материалы на основе железа и его сплавов находят широкое применение в различных областях техники и народного хозяйства, используются в различных узлах машин и механизмов в соответствии с условиями нагружения, действующими усилиями и конструктивными требованиями. В настоящее время на производстве идёт борьба за снижение массы узлов, деталей машин и, следовательно, агрегатов в целом, но не за счёт уменьшения их эксплуатационной надёжности и работоспособности, а за счёт повышения удельной прочности. Важным направлением является получение и использование материала на основе железо - алюминия. Применение указанного порошкового или композиционного материала поможет решить ряд проблем в этой области.
Наиболее изучены и распространены в настоящее время материалы из измельченных порошков-сплавов на основе Fe, легированных А1, и их различные варианты, суть которых основана на получении шихты порошка Fe-Al с последующей его консолидацией. Отрицательными факторами при производстве материалов такими способами является их неуниверсальность и трудоемкость, связанная с необходимостью сначала получать материал Fe-Al в компактном состоянии, а затем проводить диспергирование, шихтоприготовление и консолидацию.
Материалы на основе смесей порошков Fe и А1 малоизучены в связи с высокой степенью сродства А1 к кислороду, что приводит к активному образованию оксидов, имеющих высокую температуру плавления и разупрочняющих консолидированный материал. Тем не менее, такие материалы очень перспективны и их внедрение позволяет использовать все возможности, способствующие повышению эффективности: организационные, эксплуатационные, технологические и конструктивные.
Одной из перспективных технологий получения порошковых материалов (ПМ) с заданными эксплуатационными свойствами является механическая активация (МА) материала частиц порошка в процессе обработки в высокоэнергетических мельницах. Для повышения формуемости шихты и улучшения сращивания между частицами в ПМ с участием алюминия применяется механохимическая активщщя—(МХА), заключающаяся в
чэаед
сближении частиц твердого вещества в на расстояние действия межатомных сил и сообщении атомам избьпочной энергии, достаточной для перераспределения электронной плотности, при которой осуществляется химическое превращение.
Актуальность темы заключается в том, что разрабатываемые порошковые материалы позволяют повысить удельные прочностные показатели, повысить коэффициент использования материала и эксплуатационную надёжность узлов за счет достижения высоких прочностных характеристик.
Представляемая работа направлена на получение материала на основе железо - алюминия, изучение его структуры и свойств для практического применения в различных областях промышленности.
Работа выполнена на кафедре «Материаловедение и технология материалов» Южно-Российского государственного технического университета (Новочеркасского политехнического института) согласно темы 1.00 Ф «Разработка теории и физических основ формирования перспективных функциональных материалов», выполняемой в соответствии с единым заказ-нарядом по заданию Минобразования в 2002-2004 г.г. и темы 202.05.01.001 «Горячедеформированные порошковые материалы на основе механохимически активированных порошков и порошковых шихт» (НТП «Научные исследования высшей школы по приоритетным направлениям науки и техники», подпрограмма «Новые материалы», раздел «Функционачьные порошковые материалы»).
Целью работы является разработка способа получения порошкового композиционного материала (ПКМ) с повышенной удельной прочностью на основе механохимически активированных порошковых шихт Fe-Al и установление закономерностей его формирования.
Для ее достижения решались следующие задачи:
1) Исследование процессов, протекающих при размоле и
механохимической активации исходных компонентов шихты на основе Fe-Al, и
их влияния на характеристики получаемого материала.
-
Изучение процессов уплотнения материала на различных этапах консолидации.
-
Определение оптимальных технологических факторов получения порошкового материала на основе Fe-Al с заданными свойствами,
4) Разработка рекомендаций по промышленному использованию
результатов исследований.
1. Сформулированы принципы формирования порошкового материала на основе МХА шихт Fe-Al: частицы со средним размером d4, в процессе МХА в среде водного раствора, ортоборной кислоты формируют агломераты с
5 размером dCF, за счет формирования межчастичных ювенильных контактов и упрочнения связей. Частицы с размером dcf в свою очередь агломерируются до размеров DCP, но имеют менее прочные контактные поверхности за счет плакирования неметаллическими пленками соединений с бором.
Установлено, что при МХА в момент достижения агломератами критического размера D = D^ = 0,43мм, при котором наблюдается активизация агломерации, выражающаяся в резком увеличении размеров dCP до 0,24мм (рис. 2), предел прочности на срез достигает максимальных значений.
-
Выдвинута гипотеза о взаимодействии пленки оксида алюминия А1203, покрывающей частицы порошка и имеющей повышенную температуру плавления, с водным раствором ортоборной кислоты, приводящего к образованию композиционных частиц, плакированных оксидами бора ВгО,, и боридами AltB10, А1Ва, А1В03 предотвращающих окисление алюминия как в кристаллическом так и жидкофазном состоянии в процессе нагрева. Эти процессы формирования защитных пленок имеют место только при проведении МХА и не наблюдаются при гидрохимической обработке порошка А1 в водном растворе ортоборной кислоты.
-
Предложен механизм формирования в процессе МХА пленок на поверхности частиц алюминия, предотвращающих их окисление и включающих:
отделение оксида А120, от поверхности частицы алюминия под действием повышенной энергии в планетарной мельнице;
распад кислоты H,BOs с образованием воды и оксида бора поверхности частиц шихты.
Высокие механические свойства ПКМ обусловлены полнотой покрытия частиц порошка алюминия описанными пленками, которое можно достигать, изменяя параметры шихтоприготовления. Пониженные значения продолжительности смешивания А1 с Fe не приводят к покрьпию частиц порошка железа пленками оксидов бора, предотвращающих восстановление Fe при нагреве в диссоциированном аммиаке.
4. Обнаружено явление локализации жидкофазного алюминия в замкнутых
оксидных и боридных оболочках, подтверждаемое отсутствием растекания
материала при нагреве выше температур плавления и кристаллизовавшегося
алюминия в межчастичном пространстве основы Fe-Al сплава.
Предложены рекомендации для реализации промышленной технологии получения порошкового композиционного материала системы Fe-Al с повышенными удельными прочностными свойствами, включающей предварительную МХА порошка А1 в среде насыщенного водного раствора
ортоборной кислоты, последующее смешивание МХА А1 с Fe для обеспечения минимизации окисления часгиц железа, формование, и динамическое горячее прессование. Применение предложенной технологии МХА шихт позволяет снизить температуру консолидации ПКМ Fe-Al без снижения прочностных свойств, что приводит к повышению экономичности данной технологии.
Основные положения работы докладывались: на международной научно-технической конференции «Порошковые и композиционные материалы, структура, свойства, технология получения» г. Новочеркасск, 2002 г.; ежегодных научных конференциях студентов и аспирантов ЮРГТУ (НПИ).
По теме диссертации опубликовано 8 работ, 2 из которых в центральных изданиях, 1 работа выполнена без соавторов.
СТРУКТУРА И ОБЪЕМ РАБОТЫ
Дисперсионное упрочнение и механохимическая активация
Такие материалы обладают высокими значениями прочности, жесткости, жаропрочности, сопротивления усталостному разрушению, а также специальными физическими и эксплуатационными свойствами. Они состоят из пластичной основы и армирующего элемента, который обеспечивает прочность, жесткость компоновки и другие необходимые свойства. В соответствии с геометрией различают нульмерные, одномерные и двумерные армирующие элементы[42]. Исходя из этого, композиционные материалы делятся на порошковые, волокнистые и пластинчатые (слоистые) [42,43]. К первой группе относятся дисперсно-упрочненные композиционные материалы, ко второй - материалы, армированные непрерывными и дискретными волокнами, к третьей - непрерывными и дискретными пластинами. Дисперсно-упрочненные материалы выгодно отличаются от остальных изотропностью [43,44,45]. Структура их представляет собой матрицу из металла или сплава, в которой равномерно распределены на заданном расстоянии одна от другой тонкодисперсные частицы упрочняющей фазы, искусственно введенные в материал на одной из технологических стадий [45].
Существует много теорий дисперсионного упрочнения, основаных на изучении взаимодействия дисперсных частиц с движущимися дислокациями. В существующих теориях принимаются во внимание такие параметры, как величина дисперсных частиц, расстояние между частицами, объем дисперсной фазы. Другие факторы (геометрическая форма частиц, наличие когерентной связи на границе дисперсная частица — матрица, механические свойства частиц) часто не учитываются.
В работе [46] эффект упрочняющего действия дисперсных частиц связывают с появлением вокруг них остаточных дислокационных «петель». Дислокация, движущаяся в плоскости скольжения, в которой расположены остальные «петли», должна преодолеть обратное напряжение, создаваемое ими.
В исследовании [47] разработана дислокационная модель, объясняющая поведение сплавов, упрочненных дисперсными частицами, при течении, которая исходит из предположения сдвига или разрушения частиц под действием накапливающихся в их окрестностях дислокаций. Расчет предела текучести по данной модели применим для сплавов, упрочненных частицами с таким диаметром, что дислокации в плоском скоплении имеют значительный радиус и могут рассматриваться как прямолинейные. Максимальное напряжение текучести стг в этом случае «Ж- (L2) где G - модуль упругости; Ъ - вектор Бюргерса; G1 — модуль сдвига частицы; С- постоянная, примерно равная 30 [48]; L - среднее расстояние между частицами.
Для большинства дисперсно-упрочненных сплавов предел текучести нельзя вычислить, непосредственно исходя из предложенных моделей. Несмотря на отсутствие единой теории дисперсного упрочнения, имеющиеся в источниках [42-50] теоретические и экспериментальные данные позволяют сделать важные для практики выводы: 1) дисперсное упрочнение имеет преимущества перед другими методами повышения прочности в интервале температур 0,60-0,95 Тпл; 2) дисперсное упрочнение начинает заметно проявляться при среднем расстоянии между частицами упрочняющей фазы менее 10 мкм; 3) эффективное упрочнение обеспечивается при содержании упрочняющей фазы 5-Ю об. % и более. Рассмотрим основные способы получения дисперсионно-упрочненных композиционных материалов. Согласно источникам [42 24 45, 50] к ним относятся: химическое смешивание; разложение смеси солей; химическое осаждение из растворов; внутреннее окисление; механическое смешивание; механическое легирование.
Химическое смешивание, разложение смеси солей. Метод заключается в смешивании порошка матрицы с раствором соли упрочняющей фазы. После удаления растворителя смесь металлического порошка и соли подвергается термической обработке, вызывающей разложение соли до оксида. Одним из недостатков метода является неравномерность распределения компонентов. Он может быть применен для получения дисперсно-упрочненных материалов на основе железа, кобальта, никеля [42].
Химическое осаждение из растворов. Сущность метода заключается в осаждении металлов или их соединений на частицы упрочняющей фазы с помощью химических реагентов. При химическом осаждении чистых металлов раствор соединения матричного металла смешивают с коллоидными частицами упрочняющей фазы. После фильтрации, промывки и высушивания порошковой композиции проводят довосстановление матричного металла в водороде. Метод обеспечивает получение тонкодисперсной композиции и может применяться для изготовления дисперсно-упрочненных материалов на основе железа, кобальта, никеля, меди, вольфрама, молибдена, благородных металлов и сплавов [42, 43, 45].
Основными недостатками химических способов, включающих химическое смешивание и химическое осаждение из растворов, сдерживающими их широкое применение, являются большая трудоемкость процесса, низкая чистота порошковой композиции, вредное влияние на экологию, неуниверсальность. Наиболее перспективным представляется механическое легирование [42]. Внутреннее окисление. Метод основан на контролируемом окислении сплава, представляющего собой твердый раствор на базе металла, имеющего низкое сродство к кислороду и содержащего небольшое количество элемента, обладающего высоким сродством [51-53]. Этим требованиям отвечает система Fe-Al.
Наличие оксидных включений, образующихся на стадии получения порошков, резко снижает все свойства внутренне окисленных изделий. В связи с этим внутреннее окисление порошков дает больший эффект, если процесс проводить в атмосфере с контролируемым парциальным давлением кислорода, исключающим образование поверхностного слоя оксидов.
Дисперсно упрочненные материалы, полученные экструзией внутренне окисленного порошка с последующей термической обработкой, характеризуются малым зерном и большой однородностью распределения оксидов, что наряду с образованием оптимальной дислокационной структуры обеспечивает достаточно высокий комплекс физико-механических свойств [51-53]. К недостаткам метода, ограничивающим его применение, относится сложность получения тонких порошков низколегированных твердых растворов и осуществления контролируемого процесса внутреннего окисления.
Механическое легирование. Существенный прогресс в области производства дисперсно-упрочненных сплавов связывают с методом механического легирования, заключающимся в интенсивном смешивании порошков основы и упрочняющей фазы в высокоэнергитических мельницах [54..66]. Рабочими телами в мельницах такого типа являются стальные шары, которые приводятся в движение центробежными силами, в случае использования вращающихся кювет, или лопастями, закрепленными на вращающем валу. Частота вращения вала и продолжительность обработки может изменяться в широком интервале значений. При размоле частицы, подвергаясь пластической деформации, разрушаются, а из осколков путем сварки возникают новые. Указанные процессы многократно повторяются во времени до тех пор, пока не образуется гомогенная композиция, в которой исходные компоненты диспергированы друг в друга или взаимоплакированы. Измельчению исходных частиц и их связыванию в композицию способствуют размол в жидкой среде и использование поверхностно-активных веществ [59-61].
Реакционное механическое легирование. Реакционное смешивание, или реакционное механическое легирование [42, 43] заключается в обработке в высокоэнергетической мельнице смеси порошков матричного металла и элементов, взаимодействующих с основой или между собой. Новые фазы могут возникать как на стадии размола, так и при последующей термической обработке. В первом случае имеет место явление, называемое механохимическим синтезом. Следует отметить, что деление на механическое и реакционное механическое легирование является условным, так как и в том и в другом случае, как правило, в какой-то мере происходит механохимический синтез.
Технологии получения горячедеформированных материалов, основанные на предварительной механохимическои активацией порошка А1 с последующей совместной механохимическои активацией порошков А1 и Fe
На данном этапе разработки технологии получения ПКМ системы Fe-Al было предложено воспользоваться способом шихтоприготовления, разделенного на два основных этапа: предварительную МХА порошка алюминия при S = 1:10, частоте вращения 290мин 1; совместную МХА порошков алюминия и железа. Такой способ шихтоприготовления призван повысить степень покрытия частиц порошка алюминия защитной пленкой оксидов бора, предотвращающей их окисление и имеющей пониженную вязкость при ДТП [104] с одновременном уменьшении вероятности образования оксидов Fe и других неметаллических включений, присутствие которых в материале приводит к снижению механических свойств.
Параметры и применяемое оборудование при холодном прессовании и горячем доуплотнении пористых заготовок аналогичны описанным ранее (п.2.1).
Горячедеформированные материалы. Предварительную активацию порошка алюминия в среде насыщенного водного раствора ортоборной кислоты проводили в течение тМХА - 0,085ч, а совместную активацию порошков А1 (СА1 =Ымас.%) и Fe при тсмш=0,5ч и содержании ортоборной кислоты Снас =8и№мас.% (табл. 2.3) от общей массы шихты. Таблица 2.3 Содержание исходных компонентов шихты в образцах № технологии № опыта Слпмас.% СРе,мас.% СН4С,мас.% 2 1.28 1 14 86 8 10 2.2.2 Горячедеформированные материалы с применением сушки холоднопрессованных заготовок. В данном способе консолидации для снижения содержания влаги в порошковых формовках проводили их сушку перед ДГП. Технология консолидации ПКМ на основе Fe-Al включала в себя: шихтоприготовление в два этапа (см. выше); сушку в воздушной среде /С1Ш=И0С, тсш=0,5ч; ДГП на принятых ранее режимах. 2.2.3 Отожженные ГДПМ. Технологии получения образцов включалаи: предварительную обработку порошка А1 в шаровой планетарной мельнице САНД-1 в течение гдш = 0,085ч; совместную МХА порошков А1 и Fe в течение хсиЕЦ1 =0,5ч (СА1 =14мас.%,Снас =$и\0мас.% (табл 2.3)); холодное прессование с последующим горячим доуплотнением и гомогенизирующим отжигом в среде ДА. 2.2.4 Отожженные ГДПМ с применением сушки холоднопрессованных заготовок. Технологии включали: предварительную механическую обработку порошка алюминия в течение тии= 0,085ч; совместную МХА (тсчьш =0,5ч) порошков А1 (СА1 =\4мас.%) и Fe (табл. 2.3); сушку формовок в воздушной среде t u = 110С т(Ш =0,5ч [140]; нагрев прессовок перед ДГП в среде ДА при /„=750С, г//=10с/лш; ДГП {м = \26МДж1мг)\ ГО в среде ДА при tIO=l\00C, тго=\ч 2.2.5 ГДПМ из шихт с увеличенным временем предварительной МХА порошка алюминия. Для повышения сплошности и равномерности покрытия частиц алюминия оксидами бора [104] было предложено увеличить время предварительной МХА алюминия до тМХА = 0,5ч Совместную МХА порошков А1 (См =\4мас.%) и Fe проводили в течение тскаш 0»5ч Содержание ортоборной кислоты составляло С1М =$и\0мас.% (табл 2.3) от общей массы шихты. Консолидацию осуществляли холодным прессованием с последующим горячим доуплотнением. 2.2.6 ГДПМ, полученные консолидацией холоднопрессованных заготовок, подвергнутых сушке, из шихт с увеличенным временем предварительной МХА порошка алюминия. Предварительная МХА порошка алюминия проводилась в течение ткш = 0,5ч и совместная МХА порошков Fe и А1 при хсмш - 0,5ч. Технология включала в себя холодное прессование шихты, сушку формовок в воздушной атмосфере при температуре /ГІШ=110С в течение тСІШ=0,5ч и горячее доуплотнение прессовок. 2.2.7 Отожженные ГДПМ из шихт с увеличенным временем предварительной МХА порошка алюминии. Для достижения повывышенных механических свойств предложено сочетать увеличенное время предварительной МХА порошка алюминия для повышения сплошности и равномерности покрытия частиц алюминия пленкой оксидов бора [104] с применением операции гомогенизирующего отжига для уменьшения доли неравновесных структур. Технологии включали: предварительную МХА порошка алюминия в течение тихА - 0,5ч; совместную МХА порошков алюминия и железа в течение тІМІШ-0,5ч (СА1=\4мас.%, Снйс=8и\0мас.% (табл. 2.3)); формование заготовки; ДГП с последующим ГО. 2.2.8 Технологии получения отожженных ГДПМ с применением сушки холоднопрессованных заготовок из шихт с увеличенным временем предварительной МХА порошка алюминия. Шихтоприготовление (табл. 2.3) проводили в два этапа: предварительная МХА порошка алюминия в течение тМХА = 0,5ч; совместная МХА порошков алюминия и железа в течение тШЕШ = 0,5ч (СА1 =\4%мас., Снас = 8и10%лшс). Технология включала формование МХА шихт, сушку образцов с последующим ДТП и ГО.
Технология получения ПКМ на основе шихт Fe-Al для повышения его качества позволяет уменьшить время совместной обработки порошков Fe-Al в мельнице САНД- 1 после проведения операции предварительной МХА порошка алюминия. Она призвана снизить долю оксидов и боридов железа, а также неметаллических включений и тем самым повысить механические свойства ПКМ на основе Fe-Al.
Плотность холоднопрессованных заготовок на основе шихт Fe-Al, полученных различными способами
Процесс формования включает ряд этапов: изменение взаимного расположения частиц, их перемещение и подстройка; увеличение контактной поверхности, взаимное схватывание и заклинивание; разрешение оксидных пленок, холодная сварка частиц [27]. При снятии давления прессования и выталкивании заготовки из формующей полости пресс-формы наблюдается упругое последействие. Формование цилиндрических заготовок (d= 12,5мм, т=8г) проводили на гидравлическом прессе по схеме двухстороннего прессования давлением рхп = ЛООМПа. Технологические факторы шихтоприготовления оказывают влияние на свойства холоднопрессованных заготовок, что обусловило необходимость проведения соответствующих исследований. 3.1.1 Совместная МХА Fe-Al. В результате анализа зависимости плотности заготовок (рхп) (табл. 3.2), полученных по технологиям 1.1-1.3 (СА1 = О.Л4мас.%, Сиас = О.Ямас.%, S = 1:1, тША = 0,5ч), от содержания исходных компонентов шихты и размольной среды были построены 3D Spline модели рхп =/(Сл1,Снлс) (рис. 3.4) Наименьшие значения плотности (рис. 3.4) холоднопрессованных заготовок рхп 4,5 г/смг наблюдаются в областях СА1 =0..2мас.%, Снас =6..8мас.%, а также См = Ю.Л4мас.%, С1ис -0.2мас.%. Это связано с повышенной вероятностью образования неметаллических включений в первом случае и ростом количества оксидов во втором. Наибольшие плотности формовок рхп 6 г I см наблюдаются в областях с повышенным содержанием А1 (Сл; 12мас.%) и концентрации размольной среды (Снос 1мас.%).
Увеличение содержания насыщенного водного раствора ортоборной кислоты {Снас =8.Л0мас.%) приводит к росту плотности формовок. Однако увеличение продолжительности предварительной МХА А1 до т ХА = 0,5ч приводит к ее снижению за счет активизации процессов образования оксидов и формирования неметаллических включений. Предварительная МХА порошка А1 с последующим смешиванием порошков Fe и AI. (Технологии 3.1-3.11). Сущность метода, в отличие от предложенного в разделе 3.1.2, заключается в снижении времени совместной механической обработки порошков А1 и Fe для уменьшения вероятности окисления частиц порошка Fe и, тем самым, повышении механических свойств консолидированного материала.
На следующем этапе предложено дополнить технологию 3.2 прокалкой МХА А1 в воздушной среде (tnuj =320С, т(Ш =0,5ч). После холодного прессования плотность прессовок из таких шихт составляла рл7І =5,42 + 0,06 г/си3. Введение этой операции приводит к снижению плотности формовок из материалов на основе Fe-Al. С ростом продолжительности и температуры сушки плотность уменьшается. Это можно объяснить увеличением вероятности образования боридов, оксидов бора и других неметаллических включений [104, 112-114].
Шихтоприготовление по технологиям 3.4 - 3.7 без операции промежуточной сушки проводили при повышенных содержаниях алюминия СА1=\Амас.% (табл. 3.3) и пониженном времени совместной обработки порошков А1 и Fe. Как видно из полученных данных, снижение времени совместной обработки порошков Fe и МХА А1 с 0,5ч до 0,25ч приводит к снижению плотности формовок в среднем на 10%.
Для определения взаимного влияния т и и х [е на плотность формовок был реализован ротабельный план второго порядка с дополнительными экспериментами (табл. 3.4). По результатам проведения данного исследования была построена зависимость рх71{ т ш, т е) (рис. 3.5). Ее анализ показал, что наименьшая плотность холоднопрессованных заготовок (рхп =1.2г/см3) наблюдаются при т ХА 0,2ч и гл /е 1,8ч.
Это связано с повышенной вероятностью образования оксидов алюминия, препятствующих формованию. Низкие значения плотности формовок (рлп =3..4г/о/3) наблюдаются также при rfLXA 1,8ч, r AFe 0,2ч. Это также связано с повышенной вероятностью образования неметаллических включений. Исследования структуры и свойств ПКМ приведены далее в гл.4 данной работы. Наибольшая плотность рхп 5,5 гIсмъ наблюдаются в областях как с повышенным (т ш 1,8ч,т е 1,8ч), так и с пониженным {т ш 0,2ч, т е 0,2ч) временем обработки порошков, а также при их совместном пропорциональном изменении. Это объясняется протеканием конкурирующих процессов формирования пленок оксида бора на поверхности частиц А1, предотвращающих их окисление и образование вредных неметаллических включений.
Как видно из рис. 3.7 зависимость рхп{рш) носит экстремальный характер. Наибольшие значения плотности формовок рш 5,Ъг!смг наблюдаются при рт = 680МПа. Дальнейшее увеличение рхп 680МПа приводит к разуплотнению формовок, совмещенному с трещинообразованием и разрушением материала. При снижении давления формования плотность формовок имеет пониженные значения за счет недостаточного уплотнения шихт.
Материалы, полученные совместной МХА компонентов шихты Fe-Al
При консолидации методами ДТП (рхп =400МПа, тн =10 с/мм, tH=750C) холоднопрессованных шихт, полученных совместной МХА порошков железа и алюминия была установлена зависимость механических свойств ГДПМ от содержания исходных компонентов шихт (табл. 4.1). Зависимости тСР(САПСндС), г (Сл/,Сялс)(рис. 4.2) и HRB{CAI,CUAC) (рис. 4.3) носят экстремальный характер. Максимальные значения пределов прочности (тгр =\00МПа) и твердости (HRB 55..60) материала в исследуемых пределах, наблюдаются при СИАС =3..5мас.% и С„ =6..&мас.% (образец №7, табл. 4.1; рис. 4.2). Снижение механических свойств при Сшс - 3мас.% предположительно объясняется уменьшением сплошности покрытия частиц пленками оксидов бора при МХА. При увеличении Сим. 5мас.% повышается вероятность окисления частиц порошка Fe, а также образования неметаллических включений {АШа, AlBOitAIAB2Ot) и др.), формирование которых показано в п.4.7. Эти композиции в ПКМ на основе Fe-Al снижают межчастичное взаимодействие компонентов, снижая тем самым механические свойства.
Следует отметить, что наблюдается влияние гранулометрического состава шихты после МХА на значения предела прочности на срез (рис. 4.4). Зависимость rtr(D(.r) носит экстремальный характер. Максимальные значения предела прочности наблюдаются в зоне «В» при Dn, - 0,4..0,5лш.
Такой характер изменения механических свойств можно объяснить активизацией процессов агломерации в областях значений Ст = 4..6мас.% и С tl =в.Ямас.%, выражающейся в резком росте размеров частиц dlT, составляющих агломераты с размером Drjl. Как показано в исследованиях, проводимых в ЮРГТУ [ПО, 112, 114], активизация агломерации при оптимальных значениях технологических параметров получения материала приводит к достижению повышенных механических свойств ПКМ за счет образования межчастичных контактных поверхностей уже на этапе шихтоприготовления.
Спеченные материалы. В результате спекания в ДА (г„ = 1100С, tH = \ч ) формовок из шихт, полученных совместной МХА Fe-А1 (технология 1.2) наблюдалось разрушение образцов ПКМ для всех исследуемых значений Сл и СНАС. Предположительно это связано с активизацией окисления частиц порошка А1 в процессе спекания в среде диссоциированного аммиака.
При анализе предложенных технологий получения ПКМ на основе совместно МХА порошковых шихт Fe-Al установлено, что наилучшие механические свойства наблюдаются у материалов, полученных методами ДТП. Снижение механических свойств за счет разуплотнения, и как следствие повышения пористости [110], при спекании и гомогенизирующем отжиге объясняется повышенной вероятностью образования оксидов алюминия при продолжительном нагреве в среде диссоциированного аммиака.
Снижение механических свойств при увеличении содержания насыщенного водного раствора ортоборной кислоты объясняется повышенной вероятностью образования неметаллических включений и оксидов. Исследования состава и структуры ПКМ на основе Fe-Al описаны в п.4.7.
Выводы. При анализе предложенных технологий консолидации ПКМ Fe-Al установлено, что проведение гомогенизирующего отжига ГДПМ, полученных предварительной МХА А1 с последующей совместной МХА А1 с Fe приводит к снижению механических свойств ПКМ, что говорит о бесперспективности данной технологии.
Наилучшие механические свойства ПКМ на основе Fe-Al , из приведенных в п.4.3 технологий, наблюдаются при реализации технологии 2.5 (рис. 4.6), причем увеличение содержания ортоборной кислоты более СНАС = 8лшс.% и проведение сушки формовок приводит к снижению механических свойств предположительно за счет увеличения вероятности образования неметаллических включений.
