CC BY
125
УДК 502.572:656
П.В. Бурков
ИССЛЕДОВАНИЕ ДЕФЕКТОВ КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ РЕШЕТКИ И ДЕФОРМАЦИИ ПОРОШКОВ КАРБИДА ТИТАНА, ПОЛУЧЕННЫХ КАРБОТЕРМИЧЕСКИМ МЕТОДОМ
Совершенство кристаллической структуры порошков титана и карбида титана существенно зависит от технологических режимов их получения. [1] Повышение температур восстановления и
карбидизации способствует получению более крупноблочных порошков титана и карбида титана.
При одной и той же температуре карбидиза-ции наблюдается зависимость между величиной блоков карбида титана и исходного материала. В процессе размола более интенсивно дробятся блоки порошков, изготовленные при высокой температуре.
Наблюдается зависимость между интенсивностью размола смесей и величиной блоков в спеченном сплаве.
В результате воздействия различных факторов в процессе размола в компонентах твердых сплавов может происходить ряд механически стимулированных структурных изменений: деформация кристаллической структуры, приводящая к дроблению кристаллов, дислокационным сдвиговым деформациям с сохранением остаточных микроискажений; фазовые переходы; увеличение количества точечных дефектов, возникающих при движении дислокаций в процессе пластической деформации, приводящее к активированию диффузионных процессов и увеличению скорости твердофазных реакций; вследствие удаления при размоле с поверхности частиц адсорбированных веществ более активно протекают процессы окисления и взаимодействия с окружающей средой; при дроблении изоморфных компонентов возможно образование твердых растворов [2].
Два сплава с одинаковым размером зерна могут быть, в зависимости от предыстории их изготовления, совершенно различными по субмикроструктуре и отсюда, возможно, и по свойствам.
Это означает, что даже в пределах одной партии можно получить порошки TiC одинаковые по зернистости, но разные по совершенству кристаллической структуры [1, 3-5].
Материал и методика эксперимента. Все структурные характеристики получены по известным методикам [6-9]. Содержание кислорода и азота определяли газохроматографическим методом. исследование фазового состава и структуры параметров порошковых образцов TiC проводилась на дифрактометре Shimadzu XRD 6000 на CuK2 -излучении. Анализ фазового состава проведен с использованием баз данных PCPDFWIN, а также программы полнопрофильного анализа POWDER CELL 2.4.[10].
Структурные характеристики: параметр кристаллической решетки (а), содержание связанного (Ссвяз) и свободного (Ссвоб) углерода, кислорода ОЕ и азота Ns, удельная поверхность карбидов ^уд приведены в табл. 1.
Параметр элементарной ячейки а для всех трех типов карбидов колеблется в пределах
0,4318...0,4328 нм. Определить влияние метода получения порошка на параметр а не удается, вероятно, из-за невозможности получения карбида строго стехиометрического состава.
Размол порошка TiC осуществляли в вибрационной шаровой мельнице объемом 0,14 л, время размола изменяли от 4 до 120 ч. Тонкую структуру исследовали с помощью метода гармонического анализа формы рентгеновских линий (ГАФРЛ) [9].
Для спекания использовали смеси, приготовленные в шаровой мельнице, с содержанием связующей фазы 20.30 мас. %. Жидкофазное спекание осуществляли в вакуумной печи с давлением 10-3 Па при температуре 1673 К.
Полученные образцы подвергали рентгеност-
Таблица 1. Характеристики порошков карбида титана, полученных карботермическим
методом
Способ получения TiC
а, нм С '■^связ Ссвоб ne $уд’103, м2/кг
мас.%
0,4319 18,36 0,87 0,06 - 0,12
0,4320 18,5 0,2 - - 0,195
0,4317 15,6 0,08 - - 0,492
0,4321 18,9 0,46 0,5 0,3 1,08
карботермический
Химическая технология
107
руктурным и металлографическим исследованиям. По металлографическим данным в соответствии с методикой, разработанной в [11], рассчитаны средние размеры карбидного зерна (С).
Результаты и обсуждение. По общей концентрации кислорода и азота карботермические порошки характеризуются более высокими значениями.
Наибольшей дефектностью структуры отличаются карботермические порошки. Это связано с тем, что карбидизация в отсутствие жидкофазного компонента ведет к возникновению различных несовершенств кристаллического строения, снятие которых не успевает закончиться в рамках проводимого режима получения карбида.
Поэтому для получения этим методом карбида титана с более совершенной кристаллической ре-
Таблица 2. Эффективные размеры области когерентного рассеяния
Время размола, ч Б, нм — • 103 й ^•103
Исходный 60 5,4 7,2
72 40 2,0 11,2
132 34 2,1 15,1
шеткой требуется более высокая температура и длительность процесса.
Наличие жидкой фазы в реакционном пространстве обеспечивает диффузию компонентов при образовании ТІС и приводит к получению более совершенных, с точки зрения кристаллического строения, порошков карбида титана.
Изменение ширины рентгеновских линий (420) порошков ТІС в процессе размола и спекания подчиняется общим закономерностям и согласуется с результатами [1]. Размол порошка при
изготовлении смесей приводит к уширению линий вследствие деформации частиц, последующее спекание прессовок снижает искажения решетки и приводит к нивелированию разницы в дефектности решетки карбидной фазы.
Установлено, что наблюдаемое в результате размола уширение линий порошков ТЮ обусловлено малыми размерами областей когерентного рассеяния и напряжениями в кристаллической решетке, которые изменялись в зависимости от длительности размола.
В табл. 2 приведены эффективные размеры области когерентного рассеяния (ОКР) в молотых порошках ТЮ.
Исследования размеров кристаллов свидетельствуют об их изотропности в разных направлениях.
Этот факт, а также отсутствие смещения линий (111) и (200) и их симметричный характер позволяют сделать заключение, что вероятность деформационных и двойных дефектов упаковки в порошках ТЮ очень низкая.
Особенность процесса виброизмельчения -усталостный режим разрушения обрабатываемого материала, который создается вследствие высокой частоты и относительно малого ударного импульса действия мелющих тел.
В результате в измельчаемом материале постепенно накапливается упругая энергия, которая при достижении определенного предела приводит к разрушению частиц. Установлено, что с увеличением времени вибропомола размер блоков уменьшается одинаково для направлений <111> и <100> (рис.2).
Степень анизотропии микродеформаций оценивалась величиной
5
4
3
2
1
О
100
а б
м 00 о
X
2 а 60 - з- 4
- 40 -
1;
20
3
і і і і I і і 1
20 40 60 80 Т,ч
0
1 -<111 2 -<100>
,>}тіС0
98
3-<111 4 -<100>
20 40 60 80 Т,ч
І> } ТІ С о,79
Рис.1. Зависимость среднеквадратичных деформаций
(а) и размера блоков Б (б) от времени раз-
мола порошков ТіС с различным содержанием углерода
которая составляла —1,17 для порошков ТЮ, молотых в течение 100 ч.
Близкие к единице соотношения микродеформаций и модулей Юнга для разных кристаллографических направлений согласуются с величиной фактора упругой анизотропии 2С44(Сц- С^), которая для ТЮ составляет 0,88.
На основании полученных данных можно сделать вывод, что карбид титана по отношению к характеру микропластической деформации можно рассматривать как упругоизотропный.
Выводы
Таким образом, особенности кристаллического строения промежуточных фаз, формирующихся на каждой стадии технологического процесса, оказывают влияние на поведение порошков на последующих стадиях.
Различия в дефектности структуры порошков после размола обусловливают, по-видимому, разный характер процесса спекания и особенности
формирования микроструктуры сплавов и, соответственно, различие в их свойствах.
В частности, отмечено влияние предыстории изготовления спеченных сплавов ТЮ - №Т1 на их микроструктуру (распределение зерен по размеру и стереологические характеристики).
Высокотемпературная карбидизация может также способствовать образованию сегрегаций примесей в приграничных зонах. Повышение температуры карбидизации титана способствует образованию сегрегации в приграничных прослойках.
Очевидно, термообработка (спекание) молотого в процессе изготовления смеси порошка карбида титана ни по длительности, ни по температурным условиям недостаточна для полного снятия искажений решетки и возврата ширины рентгеновских линий (420) порошка карбида титана в исходное состояние.
Следовательно, обычным спеканием по режимам, принятым в производстве, нельзя получить сплавы с карбидной фазой совершенной структуры.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Горбачева Т.Б. Рентгенография твердых сплавов. М.: Металлургия, 1985. 205 с.
2. Третьяков В.И. Основы металловедения и технологии производства спеченных твердых сплавов. М.: Металлургия, 1976. 528 с.
3. Fryt E.M. Defect mobility in TiC1-x, at high temperatures // Solid State Ionics. 1997. V.101-103. №11. P. 437-443.
4. Graeve O.A., Munir Z.A. The effect of an electric field on the microstructural development during combustion synthesis of TiNi-TiC composites // Journal of Alloys and Compounds. 2002. V.340. №1-2. P. 79-87.
5. Бурков П.В. Рентгенографические исследования структурных изменений твердых сплавов TiC-NiTi на разных стадиях технологического процесса // Известия Томского политехнического университе-та.2004. т.307. №1. С. 113-118.
6. Вишняков Я.Д. Современные методы исследования структуры деформированных кристаллов. М.: Металлургия, 1975. 327 с.
7. Васильев Д.М., Трофимов В.В. Современное состояние рентгеновского способа определения макроизображений // Заводская лаборатория. 1984. №7. С. 20-29.
8. РусаковА.А. Рентгенография металлов. М.: Атомиздат, 1977. 389 с.
9. Свердлова Б.М., Фукс М.Я. Особенности остаточных напряжений в поверхностном слое шлифованных изделий из гетерогенных материалов // Поверхность. Физика, химия, механика. 1984. №8. С. 130135.
10. Гусев А.Н., Корнилов В. С. Газохроматографическое определение азота и кислорода в тугоплавких материалах // Заводская лаборатория. 1975. №8. С. 9-22.
11. Lee H.C., Gurland I. Hardness and deformation of cemented carbides // Mat. S. Engineering. 1978. Vol.33. №2. P. 125-133.
□ Автор статьи:
Бурков Петр Владимирович - канд.техн.наук, с.н.с., зав. каф. горно-шахтного оборудования Юр-гинского технологического института (филиал ТПУ) Email: [email protected]
