STRUCTURE AND PROPERTIES OF POWDERS FORMED IN Ni-Fe-Ti SYSTEMS WITH MECHANO-ACTIVATED SELF-PROPAGATING HIGH-TEMPERATURE SYNTHESIS

Abstract


In the course of the study, the modes of obtaining composite powders of multiphase intermetallic compounds based on compositions were experimentally tested Ni-14wt.%Al + Fe-57wt.%Al and Ni-14wt.%Al + Ti-57.5wt.%Al in a planetary ball mill and their subsequent mixing on the process of self-propagating high-temperature synthesis. It is shown that the optimal mode of mechanoactivation in the systems under consideration, which ensures the maximum completeness of the transformations to obtain the desired phase composition in composite powders, depends on the type of base and the aluminum content. It was established that the SHS compositions obtained during the synthesis process either almost completely inherit the structure after their mechanical activation in a planetary ball mill (Ni-14wt.%Al + Fe-57wt.%Al) or undergoing recrystallization in the synthesis process (Ni-14wt.%Al + Ti-57.5wt.%Al) form the TiNiAl2 ternary phase. Separate chemical elements were not detected in the synthesis product. The average particle size after grinding SVS powders in a planetary mill was 0.5-3.0 microns. The specific surface area of the SHS powder is 6.1 m2/g for the SHS composition by Ni-14wt.%Al + Fe-57wt.%Al and 4.0 m2/g - Ni-14wt.%Al + Ti-57,5wt.%Al; bulk density - 1131.9 kg/m3 and 1333.2 kg/m3, respectively.

Full Text

Введение Интерметаллидные сплавы на основе алюминидов характеризуются уникальными свойствами для конструкционных изделий, работающих при повышенной температуре в неблагоприятной окружающей среде. Их основными достоинствами являются жаропрочность, коррозионная и жаростойкость, сравнительно низкая плотность (3,7-6,0 г/см3) и высокая температура плавления (до 1638 °С). При этом они значительно дешевле, чем многие жаропрочные сплавы на никелевой основе [1-6]. В настоящее время некоторые из алюминидов широко используют для производства изделий и защитных покрытий для изделий, работающих в таких отраслях промышленности, как авиа-, автомобилестроение и энергетика [7]. Реакции синтеза интерметаллидов из элементов экзотермичны, что обеспечивает возможность их получения методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС). Метод позволяет формировать сложные комплексные соединения и многокомпонентные композиции различной дисперсности с повышенной когезионной прочностью в одну стадию. Использование предварительной механоактивации (МА) реакционных смесей в высокоэнергетических мельницах перед СВС позволяет формировать более однородную мелкозернистую структуру продуктов синтеза с повышенным содержанием растворенных элементов (выше значений предельной растворимости) и активировать протекание менее термодинамически предпочтительных реакций, обеспечивая тем самым возможность регулирования фазового состава композиционных порошков [7-13]. В работе [14] было показано, что удельное сопротивление ползучести при высоких значениях температуры (700-1000 °С) монолитного сплава Fe2Al5-FeAl3 выше на 10-20 %, чем у NiAl, Ni3Al, Fe3Al и FeAl. Кроме того, окалиностойкость Fe2Al5-FeAl3 сравнима с окалиностойкостью существующего интерметаллидного сплава на основе алюминидов никеля [15]. Однако установлено, что вязкость разрушения монолитного сплава Fe2Al5-FeAl3 при комнатной температуре низка по сравнению с интерметаллидными сплавами на основе алюминидов никеля. Таким образом, двухфазные материалы системы Fe-Al представляются весьма перспективными для работы в условиях высоких значений температуры, если их пластичность и вязкость при комнатной температуре будут улучшены. В работе [16] было показано, что при образовании химических соединений Fe2Al5, FeAl2, FeAl и Fe3А1 выделяется соответственно 6,7; 6,4; 6,5 и 6,1 ккал/г·ат. Однофазные продукты образуются при горении составов Fe-54,75%А1 (соединение Fe2Al5) и Fe-59,18%А1 (соединение FeAl3) [17]. Конечные продукты горения других составов - многофазные. В работе [18] показано достижение эффекта суперпластичности в двухфазной области сосуществования TiAl и Ti3Al (γ + α2) при их относительном содержании порядка 50 об. %. T.G. Nieh [19] изучил пластические свойства Ti-47Al (ат. %), полученного быстрой кристаллизацией и экструзией порошка при 1150 °С в той же двухфазной области. В результате быстрой кристаллизации формировалась метастабильная и негомогенная структура сплава, имеющая бимодальное распределение размеров зерен (зерна 4-5 мкм с В2-структурой и тонкие зерна (0,5-1,0 мкм), которые состоят из смеси (γ + α2), причем объемная доля В2-фазы составляла порядка 50 %). Такая структура была нестабильной, и В2-фаза легко распадалась на α2 + γ при повышенных значениях температуры (порядка 800 °С). Однако, несмотря на негомогенность, сплав характеризовался суперпластичностью при значениях температуры до 800 °С. Наблюдаемую суперпластичность авторы связывали с наличием метастабильной В2-фазы. В работе [20] двухфазные интерметаллические сплавы на основе интерметаллидов TiAl и Ni3Al были получены методом двухстадийного синтеза. Сначала отдельно синтезировали интерметаллиды TiAl и Ni3Al методом теплового взрыва, а затем синтезированные продукты TiAl и Ni3Al измельчали и снова смешивали и синтезировали друг с другом и/или с элементарными порошками Ti, Ni и A1. Полученные в процессе последующего синтеза материалы содержали фазы Ti2NiAl3 (τ3) и TiNi2Al (τ4), которые сильно снижали механические свойства композиционного материала. Композиционные материалы, полученные по схемам TiAl + Ti + Ni +Al и Ni3Al + Ti + Ni + Al, в частности композиционные интерметаллические материалы на основе TiAl, состояли из фаз TiAl + Ti3Al + Ti2NiAl3 и были достаточно твердыми и хрупкими, что сильно снижало их конструкционное применение. В то же время материал на основе Ni3Al, полученный при добавлении незначительного количества Ti, демонстрировал превосходную пластичность, что положительно влияло на его механические свойства. Таким образом, исследование композиционных порошков многофазных интерметаллидных соединений является перспективным и интересным с точки зрения конструкционного применения таких порошков. Цель работы - исследование структуры и свойств порошков, формирующихся в системах Ni-Fe-Ti при механоактивируемом самораспространяющемся высокотемпературном синтезе. Методика исследования Механоактивацию реакционных смесей Ni-14 мас.%Al, Fe-57мас.%Al, Ti-57,5мас.%Al проводили в планетарной шаровой мельнице Retsch PM 400. Использовали следующие исходные порошки: железа марки ПЖР2.200, никеля (ПНЭ-1), титана (ПТОМ), алюминия (ПА-4М). Процесс механоактивации детально описан в работе [21]. После механоактивации полученные составы смешивали между собой в следующие композиции: Ni-14мас.%Al + Fe-57мас.%Al (50:50) и Ni-14мас.%Al + Ti-57,5мас.%Al (50:50). Самораспространяющийся высокотемпературный синтез полученных композиций осуществляли в экспериментальном реакторе постоянного давления в аргоне. После остывания полученный спек подвергали размолу c последующим рассевом полученных порошков и выделением требуемой фракции. Температуру и динамику изменения температуры горения оценивали с помощью хромель-алюмелевых термопар диаметром ~0,2 мм с использованием внешнего двухканального 24-разрядного АЦП ADSC24-2T. Микроструктуру полученных порошков исследовали методами оптической и сканирующей электронной микроскопии с микрорентгеноспектральным анализом (сканирующий электронный микроскоп высокого разрешения Mira фирмы Tescan, Чехия, с микрорентгеноспектральным анализатором INCA 350 фирмы Оxford Instruments, Англия). Рентгеноструктурный анализ проводили на многоцелевом рентгеновском дифрактометре Ultima IV и дифрактометре общего назначения ДРОН-3.0 в СuKα-монохроматизированном излучении с использованием системы автоматизации, включающей все функции управления гониометром и программную часть, содержащую пакет программ WinDif по сбору, обработке и анализу полученных данных. Расшифровку фазового состава проводили с помощью программы Crystallographica Search Match (Oxford). Гранулометрический анализ выполняли на лазерном дифракционном анализаторе Malvern Mastersizer 2000 Hydro 2000S, Англия; анализ площади поверхности - на анализаторе SA 3100 фирмы Beckman Coulter, США, микродюрометрический анализ - на микротвердомере Akashi, Япония, при нагрузках 25 и 200 г. Результаты исследований Динамика изменения температуры горения для композиции Ni-14мас.%Al + Fe-57мас.%Al представлена на рис. 1. Согласно полученным данным температура горения полученной смеси составила порядка Tmax ≈ 1070 °C. Рис. 1. Динамика изменения температуры горения для композиции Ni-14мас.%Al + Fe-57мас.%Al Процесс горения данной композиции проходил активно без интенсивного разброса материала. Время от начала процесса синтеза до остывания (~300 °C) спека составило ~6 мин. Площадки на термограмме (см. рис. 1) свидетельствуют о вероятных фазовых превращениях, образовании и кристаллизации фаз NiAl, FeAl3, FeNiAl5 и FeNi (рис. 2), как наиболее выгодных с термодинамической точки зрения в условиях СВС. Рис. 2. Дифрактограмма CВC-композиции Ni-14мас.%Al + Fe-57мас.%Al после смешивания в четырехбаночном смесителе: - NiAl; - FeAl3; - FeNiAl5; - FeNi По данным РФА (см. рис. 2), СВС-композиция Ni-14мас.%Al + Fe-57мас.%Al после синтеза содержит следующие фазы: NiAl, FeAl3, FeNiAl5 и FeNi. Причем, судя по интенсивностям рефлексов, основными фазами являются NiAl, FeAl3 и FeNi. Вероятно, вследствие невысокой температуры процесса СВС интерметаллиды системы Ni-Al и Fe-Al, образованные в процессе синтеза при механоактивации, почти полностью переходят в конечный СВС-продукт. Образование таких фаз, как FeNiAl5 и FeNi, и их процентное содержание 12 и 8 % могут свидетельствовать о незначительном растворении и смешивании интерметаллидов между собой в процессе СВС. Отдельные элементы в продукте синтеза не идентифицируются. Динамика изменения температуры горения для композиции Ni-14мас.%Al + Ti-57,5мас.%Al представлена на рис. 3. Согласно полученным данным максимальная температура для данной композиции составила порядка Tmax = 1232 °C. Рис. 3. Динамика изменения температуры горения для композиции Ni-14мас.%Al + Ti-57,5мас.%Al Процесс горения данной композиции проходил активно без интенсивного разброса материала, но с увеличением от первоначального объема засыпки контейнера. Полученный спек имел пористую, рыхлую структуру. Время от начала процесса синтеза до остывания (~260 °C) составило ~6 мин. Согласно литературным данным [20-21], площадки на термограмме (cм. рис. 3) свидетельствуют о фазовых превращениях, протекающих в процессе синтеза фаз TiNiAl2, Ni2Al5 и TiNi (рис. 4). Рис. 4. Дифрактограмма CВC-композиции Ni-14мас.%Al + Ti-57,5мас.%Al после смешивания в четырехбаночном смесителе: - TiNiAl2; - Ni2Al3; - TiNi Согласно данным РФА (cм. рис. 4) СВС-композиция Ni-14 мас.% Al + Ti-57,5 мас.%Al после синтеза содержит следующие фазы: TiNiAl2, Ni2Al5 и TiNi. Судя по интенсивностям рефлексов, самый высокий процент содержания в СВС-композите принадлежит TiNiAl2 - 68 %, далее следует Ni2Al5 - 19 % и TiNi - 13 %. Вследствие относительно высокой температуры процесса СВС интерметаллиды системы Ni-Al и Ti-Al, образованные в процессе механоактивации, в процессе синтеза, вероятнее всего, претерпевают перекристаллизацию с образованием тройной фазы TiNiAl2 с незначительными содержанием таких фаз, как Ni2Al5 и TiNi. Отдельные элементы в продукте синтеза рентгенофазовым анализом идентифицированы не были. На рис. 5 представлена микроструктура CВC-композиций Ni-14 мас.%Al + Fe-57мас.%Al и Ni-14 мас.%Al + Ti-57,5мас.%Al после размола в планетарной мельнице. Согласно данным сканирующей электронной микроскопии, CВC-композиции после размола в планетарной мельнице характеризуются относительно одинаковой морфологией поверхности с почти равномерным фазовым распределением (см. рис. 5). Согласно данным спектров обоих композиций (см. рис. 5, б, г), основными фазами являются NiAl, FeAl3 (Ni-14мас.%Al + Fe-57мас.%Al) и NiAl, TiAl3 (Ni-14мас.%Al + Ti-57,5мас.%Al), при этом фазы могут как встречаться отдельно, так и с образованием в процессе синтеза тройных соединений, таких как TiNiAl2 и FeNiAl5. Анализ поперечного сечения CВC-композиции Ni-14мас.%Al + + Fe-57мас.%Al (см. рис. 5, а, б) показал, что фаза FeAl3 (темно серая) представляет собой рыхлые слоистые частицы, распределенные равномерно и относительно отдельно в объеме композиции, и в достаточно редких случаях перемешивается с фазой NiAl (светло серая), в сравнении с CВC-композицией Ni-14мас.%Al + Fe-57мас.%Al, где фазы NiAl, TiAl3 в процессе синтеза претерпевают перекристаллизацию с образованием тройной фазы TiNiAl2 с «сетчатой» структурой частиц (см. рис. 5, г). Карты распределения элементов CВC-композиций Ni-14мас.%Al + Fe-57мас.%Al и Ni-14мас.%Al + + Ti-57,5мас.%Al представлены на рис. 6-8. Согласно данным рис. 2, 4, 6, 7, основными фазами всех CВС-композиций являются не только тройные фазы TiNiAl2 и FeNiAl5, но и, вероятно, образованные в процессе синтеза FeNi (Ni-14мас.%Al + + Fe-57мас.%Al) и TiNi (Ni-14мас.%Al + + Ti-57,5мас.%Al), что фиксируется изменением оттенка на СЭМ-микрофотографиях границ областей с низким содержанием алюминия (см. рис. 6, б; 7, в; 8, в). а б Спектр Al, мас. % Fe, мас. % Ni, мас. % 1 60,77 38,68 0,55 2 57,58 41,99 0,43 3 20,92 1,60 77,48 4 17,63 2,28 80,09 5 38,58 41,96 19,47 6 38,62 41,86 19,52 в г Спектр Al, мас. % Ti, мас. % Ni, мас. % 1 24,63 7,52 67,85 2 27,45 0,34 72,22 3 38,57 27,05 34,38 4 38,10 27,14 34,76 Рис. 5. СЭМ-микрофотография поперечного сечения CВC-композиций Ni-14мас.%Al + Fe-57мас.%Al и Ni-14мас.%Al + Ti-57,5мас.%Al после размола в планетарной мельнице: а - ´1000; б - Ni-14мас.%Al + Fe-57мас.%Al; в - ´1000; г - Ni-14мас.%Al + Ti-57,5мас.%Al а б в Статистика Al, мас.% Ti, мас.% Ni, мас.% Усреднение с площади 37,71 13,53 48,77 г Рис. 6. Карты распределения элементов CВC-композиции Ni-14 мас.%Al + Ti-57,5мас.%Al после размола в планетарной мельнице с таблицей усредненных весовых значений по площади: а - ´5000; б - Al; в - Ni; г - Ti а б в г Рис. 7. Карты распределения элементов CВC-композиции Ni-14мас.%Al + Fe-57мас.%Al после размола в планетарной мельнице: а - ´5000; б - Fe; в - Al; г - Ni а б в Статистика Al, мас. % Ti, мас. % Ni, мас. % Усреднение с площади 41,05 28,58 30,38 г Рис. 8. Карты распределения элементов CВC-композиции Ni-14мас.%Al + Fe-57мас.%Al после размола в планетарной мельнице с таблицей усредненных весовых значений по площади: а - ´5000; б - Fe; в - Al; г - Ni Физико-механические свойства CВС-порошков систем Fe-Al, Ni-Al, Ti-Al Состав Микротвердость порошка, ГПа Средний размер частиц порошка после размола, мкм Удельная поверхность, м2/г Насыпная плотность кг/м3 Ni-14мас.%Al + + Fe-57мас.%Al 2,65-3,26 0,5-27,0 6,1 1131,9 Ni-14мас.%Al + + Ti-57,5мас.%Al 3,1-7,39 0,5-9,3 4,0 1333,2 Физико-механические свойства CВC-композиций Ni-14мас.%Al + Ti-57,5мас.%Al и Ni-14мас.%Al + Fe-57мас.%Al после размола в планетарной мельнице представлены в таблице. Все СВС-порошки после размола в планетарной мельнице характеризуются средним размером частиц порошка от 0,5 до 27,0 мкм, удельной поверхностью 6,1 м2/г для СВС-композиции Ni-14 мас.%Al + + Fe-57мас.%Al и 4,0 м2/г для Ni-14мас.%Al + + Ti-57,5мас.%Al, а также насыпной плотностью 1131,9 кг/м3 для Ni-14мас.%Al + Fe-57мас.%Al и 1333,2 кг/м3 для Ni-14мас.%Al + Ti-57,5мас.%Al. Выводы Исследована структура и свойства порошков, формирующихся в системах Ni-Fe-Ti при механоактивируемом самораспространяющемся высокотемпературном синтезе на основе композиций Ni-14мас.%Al + Fe-57мас.%Al и Ni-14мас.%Al + + Ti-57,5мас.%Al. Установлено, что основными фазами полученных CВС-композиций являются интерметаллиды с различным содержанием алюминия, при этом в составе композиций идентифицировались не только исходные интерметаллиды, полученные в процессе механоактивации, такие как NiAl, FeAl3 (Ni-14мас.%Al + Fe-57мас.%Al), но и образованные в процессе синтеза TiNi и TiNiAl2 (Ni-14мас.%Al + + Ti-57,5мас.%Al). Установлено, что полученные в процессе синтеза СВС-композиции или практически полностью наследуют структуру исходного продукта (Ni-14мас.%Al + Fe-57мас.%Al) или, претерпевая перекристаллизацию в процессе синтеза (Ni-14мас.%Al + Ti-57,5мас.%Al), образуют тройную фазу TiNiAl2. Отдельные химические элементы в продукте синтеза обнаружены не были. Все исследованные СВС-композиции после размола в планетарной мельнице имеют средний размер частиц 0,5-27,0 мкм; удельную поверхность порошков 6,1 м2/г для СВС-композиции Ni-14мас.%Al + Fe-57мас.%Al и 4,0 м2/г для Ni-14мас.%Al + Ti-57,5мас.%Al; насыпную плотность 1131,9 кг/м3 и 1333,2 кг/м3 соответственно.

About the authors

A. F Ilyushchenko

Institute of Powder Metallurgy named after academician O.V. Roman

A. I Letsko

Institute of Powder Metallurgy named after academician O.V. Roman

T. L Talako

Institute of Powder Metallurgy named after academician O.V. Roman

L. N Dyachkova

Institute of Powder Metallurgy named after academician O.V. Roman

N. M Parnitsky

Institute of Powder Metallurgy named after academician O.V. Roman

References

  1. Влияние механохимической активации на концентрационные границы самораспространяющегося высокотемпературного синтеза / Т.Ф. Григорьева, М.А. Корчагин, А.Л. Баринова, Н.З. Ляхов // Докл. РАН. - 1999. - Т. 369, № 3. - С. 345-347.
  2. Merzhanov A.G. The Chemistry of self-propagating high-temperature synthesis II // J. Mater. Chem. - 2004. - № 14. - P. 1779-1786.
  3. Особенности самораспространяющегося высокотемпературного синтеза нанокомпозиционных порошков интерметаллид/оксид с использованием механокомпозитов-прекурсоров / Т.Л. Талако, Т.Ф. Григорьева, А.И. Лецко, А.П. Баринова, П.А. Витязь, Н.З. Ляхов // Физика горения и взрыва. - 2009. - № 5. - С. 51.
  4. The effect of mechanical treatment on the rate and limits of combustion in SHS processes / М.А. Korchagin, Т.F. Grigorieva, А.Р. Barinova, N.Z. Lyakhov // Int. J. SHS. - 2000. - Vol. 9, № 3. - P. 307-320.
  5. Твердофазный режим самораспространяющегося высокотемпературного синтеза / М.А. Корчагин, Т.Ф. Григорьева, А.П. Баринова, Н.З. Ляхов // Докл. РАН. - 2000. - Т. 372, № 1. - С. 40-42.
  6. Bernard F., Gaffet Е. Mechanical alloying in SHS research // Int. J. SHS. - 2001. - № 2. - P. 109-131.
  7. Твердофазный режим горения в механоактивированных СВС-системах. I. Влияние продолжительности механической активации на характеристики процесса и состав продуктов горения / M.A. Корчагин, Т.Ф. Григорьева [и др.] // ФГВ. - 2003. - Т. 39, № 1. - С. 51-59.
  8. Корчагин M.A., Ляхов Н.З. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез в механически активированных составах // Хим. физ. - 2008. - Т. 27, № 1. - С. 73-78.
  9. Высокотемпературный синтез интерметаллических соединений / В.И. Итин, Ю.С. Найбороденко. - Томск: Изд-во Том. ун-та, 1989. - 210 с.
  10. Порошковая металлургия, технология, свойства, области применения: справ. / И.М. Федорченко, И.Н. Францевич [и др.]. - Киев: Наукова думка, 1985. - 624 c.
  11. Mechanoactivation of SHS system and processes II / E.A. Levashov, V.V. Kurbatkina, A.S. Rogachev, N.A. Kochetov // Int. J. SHS. - 2007. - Vol. 16, № 1. - P. 46-50.
  12. Mechanically activated synthesis studied by X-ray diffraction in the Fe-A1 system / F. Chariot, E. Gaffet, B. Zeghmati, F. Bernard, J.C. Niepce // Ibid. - 1999. - Vol. A262. - P. 279-288.
  13. Влияние механической активации на высокотемпературный синтез и фазообразование низкокалорийных интерметаллических соединений / Ю.Г. Найбороденко, Н.Г. Касацкий, Е.Г. Сергеева, O.K. Лепакова // Химия в интересах устойчивого развития. - 2002. - Т. 10, № 1, 2. - С. 199-204.
  14. Preliminary characterization of the room temperature fracture behavior of monolithic and composite FeAl3-Fe2Al5 / R.W. Hayes, Y.-L. Jeng, E.J. Lavemia, J. Wolfenstine // Scripta Metal., et Mater. - 1995. - Vol. 32, № 3. - P. 433-437.
  15. Sauthoff G. Multiphase intermetallic alloys for structural applications // Intermetallics. - 2000. - Vol. 8. - P. 1101-1109.
  16. Синтез и физико-химические свойства алюминидов подгруппы железа / Г.В. Лавренчук [и др.] // Изв. АН СССР. Неорганические материалы. - 1985. - Т. 21, № 10. - С. 24-28.
  17. Итин В.И., Найбороденко Ю.С. Высокотемпературный синтез интерметаллических соединений. - Томск: Изд-во Том. ун-та, 1989. - 214 с.
  18. Nieh T.G., Wadsworth J. Microstructural characteristics and deformation properties in superplastic intermetallics // Mater. Sci. and Eng. A. - 1997. - Vol. 239-240. - P. 88-96.
  19. Low temperature superplasticity in a TiAl alloy with a metastable microstructure / T.G. Nieh [et al.] // Scripta Mater. - 1997. - Vol. 37, № 6. - P. 773-779.
  20. Hirabayashi Yotaro, Takeuchi Shinji, Hibino Atsushi Synthesized phases, microstructure and mechanical properties of TiAl base and Ni3AI base composite intermetallic compounds by two-step combustion synthesis // J. Jpn. Soc. Powder Metall. - 2014. - Vol. 61, № 7. - P. 60-67.
  21. Лецко А.И., Талако Т.Л., Парницкий Н.М. Исследование влияния предварительной механической обработки на процессы горения при получении интерметаллидов на основе никеля, железа и титана при СВС // Порошковая металлургия. - 2016. - Вып. 39. - С. 100-113.

Statistics

Views

Abstract - 72

PDF (Russian) - 19

Refbacks

  • There are currently no refbacks.

This website uses cookies

You consent to our cookies if you continue to use our website.

About Cookies