CC BY
42
3. Yoshimura H., Nakahigashi J. Ultra-fine grain refinement, superplasticity and its application of titanium alloys obtained through protium treatment // Mat. Sei. Forum. - 2003. -V. 426-432. - P. 673-680.
4. Грабовецкая Г.П., Мельникова E.H., Колобов Ю.Р. и др. Эволюция структурно-фазового состояния сплава Ü-6A1-4V в процессе формирования субмикрокристаллической структуры с использованием обратимого легирования водородом // Известия вузов. Физика. - 2006. - Т. 49. - № 4. - С. 86-91.
5. Скворцов С.В., Ильин АА., Гуртовая Г.В. и др. Фазовые и структурные превращения, происходящие в титановом сплаве BT20JI под действием водорода // Металлы. - 2005. - № 2. - С. 45-53.
6. Носов В.К., Колачев Б.А. Водородное пластифицирование при горячей пластической деформации титановых сплавов. - М.: Металлургия, 1986. - 118 с.
7. Колачев Б.А., Носов В.К. Водородное пластифицирование и сверхпластичность титановых сплавов // Физика металлов и металловедение. - 1984. - Т. 57. - Вып. 2. - С. 288-297.
8. Колачев Б.А., Ливанов В.А., Буханов А.А. Механические свойства титана и его сплавов. - М.: Металлургия, 1974. - 554 с.
9. Ильин А.А., Мамонов А.М. Температурно-концентрационные диаграммы фазового состава водородсодержащих многокомпонентных сплавов на основе титана // Металлы. - 1994. -№ 5. - С. 71-78.
10. Пресняков А.А. Локализация пластической деформации. - М.: Машиностроение, 1983. - 56 с.
Поступила 21.12.2006 г.
УДК 536.46
ФОРМИРОВАНИЕ ФАЗОВОГО СОСТАВА В СИСТЕМЕ Ti-3AI НА ЭТАПЕ ВТОРИЧНОГО СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ ПРИ СИНТЕЗЕ В РЕЖИМЕ ТЕПЛОВОГО ВЗРЫВА
В.Ю. Филимонов, М.В. Логинова
Алтайский государственный технический университет им. И.И. Ползунова, г. Барнаул E-mail: VYFilimonov@rambler.ru
С использованием технологического реактора, дающего возможность мгновенного отключения источника разогрева, установлены особенности процессов фазообразования в системе T-3AI при реализации самораспространяющегося синтеза в режиме теплового взрыва. Анализ конечных продуктов синтеза позволяет сделать вывод, что фазовый состав шихты аномально зависит от размеров частиц титана. Однофазный продукт, соответствующий исходной стехиометрии, синтезируется на мелкой и крупной фракциях за индукционный период. На промежуточной фракции продукт синтеза является многофазным.
Введение
В последнее время интерес исследователей в области фундаментального и прикладного материаловедения к соединениям на основе алюминидов титана значительно возрос. Использование интер-металлидных соединений на основе титана и алюминия в различных отраслях машиностроения имеет широкие перспективы, благодаря сочетанию ряда механических и физико-химических свойств. Алю-миниды титана характеризуются малым удельным весом, высокой жаропрочностью, термостойкостью, стойкостью к воздействию агрессивных сред при высоких температурах, что делает возможным их применение в авиастроении, судостроении [1].
В то же время, изучению самораспространяющегося (СВ) синтеза в указанной системе посвящено сравнительно мало публикаций, несмотря на то, что основной областью применения указанных соединений является детонационно-газовое или плазменное напыление для получения защитных покрытий. С этой точки зрения, основной задачей экспериментатора является получение монофаз-ных порошковых материалов определенного состава. Здесь следует иметь в виду, что процесс фазообразования может являться неравновесным.
В работе [2] были сформулированы критерии, определяющие два предельных механизма протекания процессов СВ-синтеза, в зависимости от соотношения характеристических времен горения 4 и
структурообразования 4- В случае /Д«1, имеет место равновесный механизм структурообразования. В процессе горения образуются все фазы, известные на диаграмме состояния (механизм Мержанова). В противоположном случае 4Д>М в ходе реакции горения образуются продукты, находящиеся в мета-стабильном состоянии. После завершения химической реакции, в этих продуктах происходят фазовые и химические превращения, которые определяются диффузионными процессами (механизм Боровин-ской). Именно на этом этапе, процессы структурообразования могут зависеть от внешних условий, прежде всего от условий теплоотвода и размеров частиц тугоплавкого компонента Изменение соотношения указанных времен может дать возможность управления составом конечного продукта в режиме послойного горения или теплового взрыва. При этом необходимо иметь в виду, что времена структурообразования будут определяться коэффициентами диффузии при образовании фазы в процессах реакционной диффузии или растворения. Если характерное время теплоотвода значительно меньше времени структурообразования, имеется возможность получения метастабильных фаз [3].
В настоящей работе проведено исследование процессов структурообразования в порошковой системе Т1-А1 при синтезе компонентов в режиме статического теплового взрыва, при различной продолжительности процессов синтеза и различных размерах частиц тугоплавкого компонента.
Экспериментальная методика
Реактор представлял собой металлический цилиндр - 1, на боковую поверхность которого наматывалась нихромовая спираль - 2 через изолирующий слой - 3. Для того, чтобы прогрев системы приводил к объемному тепловому взрыву, торцевые поверхности прогревались специальными нагревательными элементами - 4, представляющими собой слои асбокартона, «прошитые» нихромовой проволокой, которая последовательно соединялась со спиралью, намотанной на боковую поверхность. Температурные измерения проводились с использованием двух хромель-алюмелевых термопар - 5, одна из которых находилась в объеме шихты - 6, другая зачеканивалась в стенку реактора (7 - компенсационные спаи). Между шихтой и торцевым нагревателем прокладывался слой асбеста - 8. Отключение питания спирали производилось выключателем - 9. Сигнал с термопар через нормализатор - 10 подавался в компьютер со встроенной многоканальной платой ЛА 1,5 PCI.
Рис, 1. Блок-схема технологического реактора для проведения СВ-синтеза в режиме теплового взрыва
Внутренний диаметр полости реактора составлял 3,8 см, высота полости 5 см.
Характерной особенностью конструкции реактора является то, что боковая поверхность и торцы цилиндра прогревались одной и той же спиралью, что позволило максимально приблизить систему к режиму статического теплового взрыва, поскольку в этом случае идет равномерный прогрев реакционного объема. Для контроля однородного распределения температуры, при проведении синтеза, на расстоянии 1 мм от торцевой поверхности помещался спай контрольной термопары, при этом различие в показаниях с термопарой, расположенной в центре реактора, в процессе развития теплового взрыва не превышало 3%. Наличие в схеме выключателя - 9 позволяет отключить питание спирали в любой момент времени, при этом происходит быстрое охлаждение шихты.
Результаты эксперимента
В эксперименте использовались порошки титана трех марок ПТХ трех фракций: 55+7, 130+23, 242+42 мкм и порошки алюминия АСД- Ico средним размером частиц 12 мкм. На первом этапе эксперимента изучалась динамика теплового взрыва и фазовый состав конечного продукта для средней фракции
частиц титана 1300+23 мкм. На рис. 2 представлена соответствующая термограмма. Отключение источника питания спирали производилось в момент достижения шихтой максимальной температуры.
Рис. 2. Термограмма процесса синтеза в режиме теплового взрыва сотключением источника разогрева в момент достижения реагирующей шихтой максимальной температуры. Температура стенки реактора 750 °С, размер частиц титана 130±23 мкм
Участок аЬ соответствует плавлению алюминия. Участок Ьс соответствует прогреву шихты до температуры стенки (алюминий в жидкой фазе). Участок сё -тепловой взрыв (первичное структурообразование), участок йе - остывание шихты до комнатной температуры после отключения источника питания спирали.
На рис. 3 приведена соответствующая дифрак-тограмма конечного продукта синтеза.
2©
Рис. 3. Дифрактограмма конечного продукта синтеза, при отключении источника мощности в момент достижения реагирующей шихтой максимальной температуры. Размер частиц титана 130±23мкм
Из вида дифрактограммы следует, что конечный продукт является многофазным, с содержанием всех фаз, имеющихся на диаграмме состояния [4], при этом рефлексов алюминия не наблюдается. Из этого можно сделать вывод, что сформировавшиеся фазы пересыщены алюминием, поскольку исходный состав соответствует стехиометрии фазы ТШ,.
На рис. 4 представлена термограмма синтеза для частиц того же размера, но со временем выдержит 4300 с после достижения системой максимальной температуры при температуре стенки реактора 800 °С. На термограмме имеется хорошо выраженное плато, которое соответствует тепловыделению от образования фаз при вторичном структу-рообразовании.
Время (с)
Рис. 4. Термограмма процесса теплового взрыва при выдержке температуры стенки реактора (800 °С) в течение 4300 с. Размер частиц титана 130±23мкм
Возможность вторичного структурообразова-ния обусловлена тем, что температура стенки поддерживается относительно высокой, следовательно уменьшается скорость теплоотвода по сравнению с предыдущим случаем. Из вида соответствующей дифрактограммы следует (рис. 5), что в конечном продукте остаются лишь две фазы.
Далее, система выдерживалась 6600 с после достижения максимума температуры, при этом термограмма качественно ничем не отличается от приведенной на рис. 4. Соответствующая дифрак-тограмма представлена на рис. 6.
При отжиге продукта синтеза, полученного в режиме отключения источника в точке максимума термограммы, дифрактограмма полностью идентична, продукт синтеза монофазный. Таким образом, можно сделать вывод, что метастабильные фазы, пересыщенные алюминием, релаксируют при длительном отжиге к равновесному состоянию, которое определяется исходной стехиометрией.
-
► тю
—.‘»л....
60 50
2©
Рис. 6. Дифрактограмма конечного продукта синтеза при выдержке температуры стенки реактора (800 °С) в течение 6600 с. Размер частиц титана 130±23мкм
Время (с)
Рис. 7. Термограмма процесса синтеза в режиме теплового взрыва с отключением источника разогрева в момент достижения реагирующей шихтой максимальной температуры. Температура стенки реактора 700 °С, размер частиц титана 242±42 мкм
Из вида дифрактограммы следует, что продукт синтеза является монофазным. На первый взгляд такой результат может показаться неожиданным, поскольку с ростом размеров частиц следовало бы ожидать широкий спектр синтезируемых фаз по причине относительно большого времени структурообразования.
2©
Рис. 5. Дифрактограмма конечного продукта синтеза при выдержке температуры стенки реактора (800 °С) в течение 4300 с. Размер частиц титана 130±23мкм
На следующем этапе эксперимента был реализован синтез для мелкой фракции 55+7 мкм в режиме отключения источника. Результатом синтеза явился монофазный продукт состава ТШ3. Дифрактограмма продукта синтеза полностью соответствовала представленной на рис. 6.
Далее производился синтез для самой крупной фракции частиц титана 180+32 мкм.
На рис. 7 приведена термограмма, полученная в режиме отключения источника, на рис. 8 - соответствующая дифрактограмма.
2©
Рис. 8. Дифрактограмма конечного продукта синтеза, полученного в режиме отключения источника. Температура стенки реактора 700 °С. Размер частиц титана 242±42 мкм
Однако, большой размер частиц дает возможность для реализации процессов вторичного структурообразования и в точке минимума термограммы скорости процессов тепловыделения и теплоотдачи сравниваются. Далее начинает доминировать ско-
рость тепловыделения, что стимулирует образование основной фазы в соответствии со стехиометрическим составом. Последнее определяет наличие второго максимума на термограмме, который дает возможность дореагирования системы. В дальнейшем происходит остывание продукта как инертного тела.
Сравнительно быстрое остывание шихты при размерах частиц 130+23 мкм не дает возможности реализации процесса вторичного структурообразо-вания, вместо второго пика появляется плато, система не успевает перейти в равновесное состояние в соответствии с исходной стехиометрией.
Выводы
Из проведенной серии экспериментов следует, что фазовый состав продукта СВ-синтеза, проведенного в режиме теплового взрыва в системе TI+3A1, зависит от размера частиц, причем моно-
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Анциферов В.H., Сметкин A.A. Механически легированные интерметаллические сплавы алюминидов титана // Перспективные материалы. - 2003. - № 6. - С. 12-15.
2. Мержанов А.Г. Процессы горения конденсированных систем. Новое направление исследований // Вестник АН СССР. -1979. - № 8. - С. 10-18.
фазный продукт стехиометрии ТШ3 получается как на мелких (в условиях эксперимента 55+7 мкм), так и на крупных (180+32 мкм) размерах частиц титана по окончанию индукционного периода. На промежуточной фракции (130+23 мкм) по окончанию индукционного периода продукт синтеза является многофазным. Подобный аномальный эффект объясняется тем, что при малых размерах частиц время полного выгорания сопоставимо со временем индукции и теплоотвод не успевает оказать существенного влияния на процесс фазообра-зования. Синтез заканчивается на этапе первичного структурообразования. При больших размерах частиц большое время диффузии создает условия для интенсивного протекания процесса вторичного структурообразования, что проявляется в появлении второго пика на термограмме. Связанный с этим рост температуры стимулирует образование фазы, соответствующей исходной стехиометрии.
3. Евстигнеев В.В., Вольпе Б.М., Милюкова И.В., Сайгутин Г.В. Интегральные технологии самораспространяющегося высокотемпературного синтеза. - М.: Высшая школа, 1996. - 274 с.
4. Титановые сплавы. Металлография титановых сплавов / Е.А. Борисова, ГА. Бочвар, М.Я. Брун и др.; под ред. С.Г. Глазунова и Б.А. Колачева (отв. ред.). - М.: Металлургия, 1980. - 464 с.
Поступила 14.11.2006 г.
УДК 538.9:621.785.6
ИЗМЕНЕНИЕ МИКРОСТРУКТУРЫ ПРУЖИННОГО Сг-№ СПЛАВА ПОСЛЕ СТАРЕНИЯ
М.К. Скаков, Е.Б. Мукажанов, Д. Ерболатулы, Ж.М. Исаева Восточно-Казахстанский государственный университет им. С. Аманжолова, г. Усть-Каменогорск, Казахстан
Установлено, что старение закаленного сплава 47ХНМ при температуре 500° С в течение 5...Юч не приводит к распаду пересыщенного твердого раствора, при повышении температуры старения до 600 °С начинают проявляться признаки распада в частицах а-фазы гомогенного типа. Показано, что после старения при 700° С закаленных образцов интенсивно развивается прерывистый распад с выделением некогерентной а-фазы на основе хрома, причем объемная доля его возрастает с увеличением времени старения, достигая максимальных значений за 5...10 ч старения.
Как известно [1], из-за высоких упругих свойств дисперсионно-твердеющие сплавы на №-Сг основе применяются при изготовлении упругочувствительных элементов различных приборов и машин. Помимо этого сплавы №-47Сг-Мо являются перспективными материалами для элементов конструкции ядерных и термоядерных реакторов [2]. В работе [3] показано, что можно существенно улучшить радиационную стойкость сплава 47ХНМ, путем изменения исходного структурно-фазового состояния.
Исследования [4] закаленного сплава 47ХНМ показывают, что на фазово-структурное состояние образцов влияют температура закалки, время выдержки под закалку и скорости охлаждения. В работе [5] выявлены особенности изменения механических свойств сплава 47ХНМ в зависимости от режимов закалки, определены оптимальные условия закалки.
Целью настоящей работы является исследование изменений микроструктуры пружинного сплава 47ХНМ при старении в интервале температур
500...700 °С.
Материал и методика исследования
В качестве материала исследования в настоящей работе выбран дисперсионно-твердеющий сплав 47ХНМ стандартного химического состава (47 % - Сг, 5 % - Мо, ост. - №).
При проведении термических обработок сплава 47ХНМ нагрев под закалку от 1250 °С в течение
1...2 мин и старение в интервале температур
500...700 °С производили в лабораторных трубчатых электропечах сопротивления типа СУОЛ-0,4.4/12-М2-У4.2 в вакууме с остаточным
