Samara, Samara, Russian Federation
Samara, Samara, Russian Federation
Samara, Samara, Russian Federation
In the paper there is considered the impact of nickel alloy addition upon the process of titanium carbide phase formation during the realization of self-propagating high-temperature synthesis in aluminum melt. The regularities of structure formation and optimum conditions for an engineering process for Al-4%Ni-10%TiC composite manufacturing are defined.
composite, self-propagating high-temperature synthesis, titanium carbide
Алюмоматричные композиционные материалы, армированные тугоплавкими керамическими фазами оксидов, боридов, нитридов, карбидов и т.д., характеризуются сочетанием высокой удельной прочности, жесткости, повышенных антифрикционных свойств и множеством других положительных свойств. Из большого ряда керамических соединений одной из наиболее перспективных является фаза карбида титана, отличающаяся высокими зна-чениями твердости, модуля упругости и ус-тойчивостью к воздействию агрессивных сред [1].
Очевидно, что композит Al-TiC имеет ог-ромный потенциал в качестве конструкцион-ного материала, однако, несмотря на значи-тельный объем выполненных исследований по его получению, до настоящего времени он крупномасштабно не производится. Связано это с тем, что замешивание в расплав готовых частиц карбидной фазы, по традиционным литейным технологиям, зачастую приводит к их агломерации и загрязнению отливки побочными примесями, что в совокупности крайне негативно сказывается на их конечном качестве.
Решением данной проблемы может стать новый способ получения композиционных материалов, который основан на явлении самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) и подразумевает получение керамических соединений в результате проведения экзотермической реакции горения между введенными непосредственно в расплав по-рошковыми компонентами.
Учеными СамГТУ ранее была доказана возможность проведения подобной реакции синтеза между порошками титана и углерода в расплаве алюминия, результатом чего стало получение композиционного материала
Al-TiC с массовой долей карбидной фазы от 5 до 20 % размером 2…5 мкм. Оптимальное со-четание прочностных и пластических харак-теристик было получено на образцах, содер-жащих 10 % мас. TiC, поэтому именно такой состав был рекомендован для дальнейших ис-следований, в ходе которых была также изу-чена возможность повышения дисперсности керамических частиц.
Применение некоторых технологических приемов, таких как, например, замена части металлического титана в порошковой шихте на титансодержащую галоидную соль Na2TiF6, позволило получить композиционный материал Al-10%TiC, упрочненный нано- и ультра размерными частицами карбида титана (от
70 нм). Анализ его эксплуатационных харак-теристик показал значительное понижение скорости коррозии ‒ с 0,022 до 0,002 г/м2•ч и увеличение предела прочности от 188 до
233 МПа [2].
Однако наряду с измельчением структуры, существует еще один очевидный способ улучшения свойств данного композиционного материала, а именно, легирование матричной основы. В последнее время опубликовано зна-чительное количество зарубежных исследова-ний, посвященных этой тематике, и наиболее часто в качестве легирующей добавки в соста-ве сплава Al-TiC выбирается медь. Как прави-ло, вводимое количество составляет до 5 % мас., поскольку именно эта концентрация, согласно диаграмме состояния Al‒Cu, может полностью раствориться в алюминиевой мат-рице, а выделяющаяся при охлаждении фаза CuAl2 способствует дисперсионному упроч-
нению.
Ряд работ посвящен сравнению микро-структуры и свойств в зависимости от способа производства подобных композитов с медью. Так, например, в работе [3] выявлено, что применение и литейных технологий, и твер-дофазное спекание позволяет синтезировать материал Al‒4%Cu‒10%TiC, благодаря чему повышаются твердость и износостойкость ле-гированного сплава. Однако если в литейных образцах результаты рентгенофазового анали-за показали наличие только целевых фаз α-Al, CuAl2 и TiC, то в спеченных сплавах фиксиру-ется, помимо этого, хрупкая интерметаллид-ная фаза Al7Cu2Fe, что является нежелатель-ным фактором.
Пример технологии легирования в сочета-нии с СВС рассмотрен в работе [4]. В ней для получения композита Al-4,5%Cu-5%TiC в расплавленный матричный алюминий при температуре 800 °C сначала добавлялась медь, затем при температуре 1000 °C вносился по-рошок титана, и в заключение при температу-ре 1100 °С вводился порошок углерода. По истечении 20 мин, в ходе которых протекала СВС-реакция, расплав перемешивался и зали-вался в изложницу. Авторы отмечают повы-шенные показатели прочности, твердости и износостойкости легированного композици-онного материала. Таким образом, очевидно, что легирование матричного расплава одно-временно с проведением СВС композицион-ного материала ‒ весьма перспективный спо-соб улучшения его свойств.
Однако влияние других элементов, помимо меди, практически малоизучено. Существуют единичные публикации, в которых показано, например, что добавка 1 % мас. Mo способст-вует измельчению карбидной фазы, а введе-ние 1 % мас. Mg существенно улучшает ее смачиваемость [5], что в обоих случаях при-водит к повышению показателей прочности и износостойкости.
Комплексное рассмотрение данного вопро-са показало, что положительные результаты могут быть достигнуты при легировании пе-реходными металлами, которые по раствори-мости в алюминии делятся на две группы:
1) имеющие относительно высокую раство-римость (Zr, Mn, Cr, Ti и др.);
2) малорастворимые в алюминии и обра-зующие фазы эвтектического происхождения (Fe, Ni, Ce и др.) [6].
Вторая группа элементов представляется более предпочтительной, поскольку образова-ние эвтектики (Al) + β2 положительно влияет на литейные характеристики композита, а эф-фект дисперсионного упрочнения повышает механические свойства. Из рассматриваемых химических элементов наиболее перспектив-ной является добавка никеля, поскольку фор-мирование эвтектической фазы Al3Ni глобу-лярной формы позволяет реализовать в пол-ной мере все перечисленные выше преимуще-ства. Доказательством тому является разра-ботка целой серии современных жаропрочных алюминиевых сплавов под общим названием «никалины» с содержанием никеля в количе-стве не более 4 % [6], которые, однако, отно-сятся к сложнолегированным (Al-Ni-Mn-Zr, Al-Ni-Mn-Fe-Zr и др.) и потому достаточно дорогим.
Таким образом, совместное присутствие двух фаз – тугоплавкого карбида титана и эв-тектического алюминида никеля, получаемых совместно в ходе одноступенчатой техноло-гии, может оказать положительное влияние на свойства композиционного материала, осо-бенно при повышенных температурах. На ос-новании приведенных данных была поставле-на цель настоящего исследования: изучение влияния легирующей добавки никеля на структуру композиционного материала
Al-10%TiC.
В ходе исследований использовались сле-дующие материалы: алюминий чушковый марки А7; порошок титана ТПП-7 (чистота 97,9 %; исходный размер частиц ≤ 240 мкм); углерод технический П-701 (чистота 99,7 %, исходный размер частиц ≤ 0,15 мкм); порошок никеля ПНЭ-1 (чистота 99,5 %); галоидная соль Na2TiF6 (массовая доля основного вещества не менее 99,0 %). При подготовке СВС-шихты порошки титана и углерода подвергались предварительной сушке при температуре 100…110 ºС в течение 2…3 ч, затем производилось их смешивание и одновременно размол в барабане шаровой мельницы с числом оборотов вала 105 об/мин в течение 1 ч. Далее шихта делилась на две навески (порции), каждая из которых подвергалась прессованию с усилием 25 МПа. Также в состав шихтовых навесок с целью облегчения запуска СВС-реакции добавлялась соль Na2TiF6 (1 % мас. от массы шихты) в качестве рафинирующего реагента. Никель, как легирующий элемент, в количестве 4 % мас. вводился двумя способами: добавка в состав СВС-шихты; добавка в расплав алюминия.
В ходе экспериментальных исследований в графитовом тигле плавильной печи ПП 20/12 расплав алюминия подогревался до темпера-туры 900 °С, далее следовал ввод никеля (в случае реализации второго варианта его до-бавки), размешивание расплава и выдержка
20 мин; в заключение ввод СВС-шихты, вы-держка 5 мин и заливка в форму. В случае добавки никеля в шихту, этап ввода его в рас-плав, соответственно, исключался.
Металлографический анализ осуществляли на растровом электронном микроскопе Jeol JSM-6390A. Элементный химический состав определяли методом микрорентгеноспек-трального анализа (МРСА) на этом же микро-скопе с использованием приставки Jeol JED-2200. Концентрацию компонентов определя-ли, как среднее значение из 4 ÷ 5 локальных измерений на различных участках. Фазовый состав полученных образцов анализировался с применением рентгенофазового анализа (РФА). Съемка рентгеновских спектров велась на автоматизированном дифрактометре марки ARL X’trA (Thermo Scientific) с использованием Cu-излучения при непрерывном сканировании в интервале углов 2θ от 20 до 80° со скоростью 2 градус/мин.
Первоначально, для установления возмож-ности ввода легирующего элемента, была по-лучена матричная основа Al-4%Ni. Анализ микроструктуры показал, что на полученных образцах четко выделяются две зоны. Первая зона однородно-темная (рис. 1; рис. 2, а), представляет твердый раствор на основе Al (точка 004, рис. 2, б). Вторая область состоит из чередующихся полосок (рис. 1; рис. 2, а) и, по данным МРСА, содержит никель (рис. 2, в). Результаты РФА свидетельствуют о том, что данная структура представляет собой целевую фазу NiAl3 (рис. 3). Таким образом, в составе сплава наблюдаются твердый раствор и эвтектика, что полностью соответствует данным диаграммы Al-Ni (рис. 4).
Далее были произведены эксперименталь-ные исследования по получению композици-онного материала на полученной основе Al-4%Ni. На рис. 5 приведена микроструктура образцов, синтезированных при различных условиях ввода никеля. Выявлено, что при вводе никеля в СВС-шихту размер частиц карбидной фазы составляет от 70 нм, а при вводе в расплав – от 100 нм. Вероятно, это связано с тем, что образование эвтектической фазы алюминида никеля в непосредственной близости от керамической фазы, препятствует ее агломерированию и тем самым позволяет сохраниться исходным размерам. В случае же расположения никеля по всему объему рас-плава алюминия, образование эвтектических прослоек происходит более широко и в этих условиях происходит укрупнение карбидных частиц.
Далее было проведено исследование фазо-
вого и элементного составов синтезированных образцов. РФА позволил зафиксировать в обоих случаях исключительно целевые фазы – Al, TiC, NiAl3, что подтверждает полноценное прохождение процесса СВС. Типичный вид дифрактограммы представлен на рис.6.
а)
б)
Рис. 1. Микроструктура сплава Al-4%Ni
Результаты МРСА показали, что в случае введения никеля в состав СВС-шихты наблю-даются только целевые химические элементы (рис. 7, а), тогда как при добавке никеля в расплав присутствует также кислород в значительном количестве (рис. 7, б). Этот факт обусловлен тем, что окислы на поверхности порошковых компонентов, в том числе и никеля, более эффективно удаляются присутствующей в шихте рафинирующей солью Na2TiF6 при повышенных температурах в зоне СВС-реакции, нежели при исходной температуре расплава алюминия.
а)
б)
в)
Рис. 2. МРСА сплава Al–4%Ni:
а – области анализа на микроструктуре; б – область твердого раствора Al;
в – область эвтектики
Рис. 3. РФА сплава Al - 4%Ni
Рис. 4. Диаграмма состояния системы Al–Ni:
α – твердый раствор на основе Al; β – NiAl3; γ – Ni2Al3; δ – NiAl; ε – Ni3Al; ς – твердый раствор на основе Ni
а) б)
Рис. 5. Микроструктура образцов композиционного материала Al–4%Ni–10%TiC:
а – при введении никеля в состав СВС-шихты; б – при предварительном введении никеля в расплав
Рис. 6. РФА образца композиционного материала Al–4%Ni–10%TiC, полученного при введении никеля
в состав СВС-шихты
а)
б)
Рис. 7. МРСА образцов композиционного материала Al–4%Ni–10%TiC:
а – при введении никеля в состав СВС-шихты;
б – при предварительном введении никеля в расплав
Выводы
Таким образом, на основании проведенных исследований можно сделать следующие вы-воды:
1) экспериментально показана возможность синтеза матричного сплава Al‒4%Ni посредством ввода порошка никеля;
2) для дальнейших исследований с целью получения композиционного материала Al‒4%Ni‒10%TiC методом СВС следует ре-комендовать вводить легирующую добавку никеля непосредственно в состав СВС-шихты.
1. Kocheshkov, I.V. Analysis of concept and principles of composite formation // Science Intensive Technologies in Mechanical Engineering. - 2016. - No.2(56). - pp. 3-11. DOI: https://doi.org/10.12737/17788.
2. Amosov, A.P., Latukhin,E.I., Luts, A.R., Titova, Yu.V., Maidan, D.A. Aluminum-ceramic composites SVS // Technological Burning: group monograph / under the general editorship of S.M. Aldoshin and M.I. Alymov. - M.: IPHF RAS and ISMAN, - 2018. - pp. 287-315.
3. Hulia Kaftelen, Necip Unlu, Gultekin Goller, M, Lutfi Ovecuglu, Hani Henein. Comparative processing-structure-property studies of Al-Cu matrix composites reinforced with TiC particles - Compposites, - 2011, - part A 42, - pp. 812-824.
4. Das B., Roy S., Rai R. N, Saha S.C. Development of an insitu synthesized multicomponent reinforced Al-4,5%Cu-TiC metal matrix composite by FAS technique - Optimization of process parameters - Engineering Science and Technology, - 2015, - no. 19, - pp. 1-13.
5. Shu S, Lu J, Qiu F, Xuan Q and Jiang Q. Effects of alloy elements (Mg, Zn, Sn) on the microstructures and compression properties of high-volume-fraction TiCx/Al composites - Scripta Materialia, 2010, no. 63, pp. 1209-11.
6. Belov, N.A., Alabin, A.N. Promising aluminum alloys with increased heat resistance for reinforcement manufacturing as possible alternative to steel and cast iron // Materials in Mechanical Engineering. - 2010. - No.2(65). - pp. 50-54.
