CC BY
10
УДК 621.762.2 + 536.46
ИССЛЕДОВАНИЕ ВОЗМОЖНОСТИ ИСПОЛЬЗОВАНИЯ ПОРОШКА AlN МАРКИ СВС-АЗ ДЛЯ ПОЛУЧЕНИЯ
ЧЕТЫРЕХКОМПОНЕНТНОЙ МАХ-ФАЗЫ НА ОСНОВЕ Ti3AlC2 Минеханова Алсу Фаридовна, магистрант (e-mail: minekhanovaaf@mail.ru) Титова Юлия Владимировна, к.т.н., доцент, доцент (e-mail: titova600@mail.ru) Майдан Дмитрий Александрович, к.т.н., доцент, доцент (e-mail: mtm.samgtu@mail.ru) Самарский государственный технический университет, г.Самара, Россия
Представлены результаты исследований состава и структуры МАХ-фазы в системе Ti-Al-N-С, синтезированной с использованием нанопо-рошка AlN+5%NaAlF6, полученного по азидной технологии самораспространяющегося высокотемпературного синтеза.
Ключевые слова: горение, синтез, МАХ-фаза.
МАХ-фазы представляют собой семейства тройных карбидных и нит-ридных керамик со слоистой гексагональной кристаллической структурой [1]. В настоящее время известно, что существует более 70 МАХ-фаз. Эти материалы характеризуются уникальной структурой и соответствующими интересными свойствами, поскольку представляют собой комбинацию керамики и металла. МАХ-материалы обладают хорошей электро- и теплопроводностью, износостойкостью, стойкостью к тепловым ударам и окислению [2]. Благодаря этим гибридным свойствам МАХ-фазы считаются перспективными материалами для применения в ядерной энергетике и машиностроении [3]. Альтернативой спеканию является самораспространяющийся высокотемпературный синтез (СВС) [4-5]. Известны теоретические^] и экспериментальные [7] исследования, направленные изучение возможности получения МАХ-фаз с частичной заменой углерода на другой элемент.
Цель настоящей работы заключалась в исследовании возможности использования наноструктурированного порошка нитрида алюминия, синтезированного по азидной технологии СВС для получения четырехкомпо-нентной MAX-фазы на основе Ti3AlC2.
Наноструктурированный порошок нитрида алюминия получали при горении СВС-шихты «20Al+(NH4)3AlF6+6NaN3» в атмосфере азота [8, 9]. Согласно результатам количественного фазового анализа, выполненного по методу Ритвельда, продукт горения состоит из двух фаз: нитрида алюминия (AlN) - 95 масс. %, криолита - (Na3AlF6) - 5 масс. %. Микроструктура синтезированного порошка, исследованная с помощью растрового электронного микроскопа представлена на рисунке 1.
а) б)
Рисунок 1 - Морфология частиц продуктов горения смеси СВС-Аз
«20А1+(КН4)3АШ6+6КаК3»: а) увеличение х1000; б) увеличение х10000
Из представленных фотографий видно, что продукт горения представляет собой нановолокна АШ диаметром 100-300 нм и длиной до 3 мкм, покрытые частицами неправильной формы криолита.
Далее на основе литературных данных [10-13] был выбран состав шихты «3Т1+А1+2С» для синтеза МАХ-фазы - Т13А1С2. Для замены части углерода на порошок АШ+5%Ка3АШ6 определялось процентное содержание исходных компонентов в шихте «3Т1+А1+2С»: Т = 74 %, А1 = 14 %, С = 12 % и количество исходных компонентов в граммах для образца массой 20 г: 14,76 г, 2,77 г, 2,47 г, соответственно.
Эксперименты проводились при следующих условиях:
диаметр образца - 3 см;
высота образца - 4,5 см;
объем образца - 31,8 см3;
относительная плотность смеси - 0,34;
насыпная плотность смеси - 1,25 г/см ;
3
теоретическая плотность исходной смеси - 3,68 г/см .
а) б)
Рисунок 2 - Фотографии поверхности излома образцов: а) без замены б) с заменой 20 % углерода на порошок (АШ+5%Ка3АШ6)
Исходная смесь (14,76 г Т + 2,77 г А1 + 2,47 г С), предназначенная для получения МАХ-фазы состава Т13А1С2 и эта же смесь, в которой 20 масс. % углерода было заменено на порошок нитрида алюминия марки СВС-Аз с примесью 5 % криолита были спрессованы в брикеты диаметром 4 см до относительной плотности 0,4. Полученные брикеты сжигались на воздухе,
после остывания подвергались шлифованию и раскалывались пополам. На рисунке 2 представлены поверхности излома образцов, полученных в результате двух экспериментов.
Из представленных фотографий видно, что образцы, имевшие изначально одинаковые геометрические размеры стали отличаться по высоте. Образец, в котором 20 % было заменено на порошок (АШ+5%№3АШ6) имеет более мелкую структуру и более мелкую пористость. На рисунке 3 представлены результаты микроструктурного анализа указанных образцов.
Номер маркера Массовая доля, %
С N А1 Т1
001 28,10 - 14,17 57,73
002 36,87 - 12,05 51,08
003 45,89 - 2,85 51,26
004 24,69 - 17,74 57,57
005 8,64 - 7,08 84,28
007 33,10 - 8,98 57,92
008 40,00 - 12,06 47,93
009 37,18 - 14,69 48,14
010 34,90 - 18,71 46,39
Рисунок 3 - Результаты энергодисперсионного анализа продуктов горения смеси «3Т1+А1+2С»: а) без замены б) с заменой 20 % углерода на нанопорошок
АШ+5%КазАШб
Из представленных фотографий видно, что оба образца имеют типичную для МАХ-фаз микроструктуру в виде хаотично направленных пакетов пластин. Толщины пластин синтезированных МАХ-фаз также соизмеримы.
Далее проводились эксперименты по определению пористости полученных образцов: без замену (образец 1) и с заменой 20 масс. % углерода на нитрид алюминия (образец 2).
Пористость, как известно, это отношение объема пор к общему объему образца. Найдем объем воды, вытесненной образцами и разделим его на плотность воды, а затем разделим объем воды, в порах на объем всего образца:
Ртв = (Р / (Р-Л))-Р0,
где Р - вес тела, г; Р1 - вес тела в воде, г; (Р-Рг) - вес вытесненной воды, г; р0 - плотность воды (куда погружается образец), г/см ; р тв - плотность образца, г/см3.
Вес образца 1 составляет Р = 8,42 г, Р1 =5,85 г, отсюда следует, что р Тв = (8,42/(8,42-5,85)) 0,998 = 3,27 г/см3.
Таким образом, плотность образца без замены углерода на нитрид алюминия составляет 3,27 г/см .
Вес образца 2 составляет Р = 7,58 г, Р1 = 5,19 г. р тв = (7,58/(7,58-5,19)) 0,998 = 3,16 г/см3.
Таким образом, плотность образца с заменой углерода на нитрид алюминия составляет 3,16 г/см .
Для расчета пористости образцов, проводили несколько экспериментов. Образцы 1 и 2 взвешивались по очереди на аналитических весах, затем погружались в емкость с дистиллированной водой и снова взвешивались. Затем обмокший образец клали на горячую электрическую плитку и выдерживали до полного испарения воды. Данная последовательность операций повторялась 5 раз для определения среднего значения.
В результате 5 экспериментов установили, что масса образца 1 составляет 8,69 г, масса образца 2 составляет 9,16 г.
Далее находим, какую массу воды впитал образец 1: Ат = тср - т0 = 8,69 - 8,05 = 0,65 г.
Тогда объем воды, поглощенной образцом 1, определим по формуле:
Кв= Ашрв = 0,65-0,998 = 0,65 см3.
Находим сколько грамм воды впитал образец 2:
Ат = тср - т0 = 9,16 - 8,49 = 0,67 г.
Тогда объем воды, поглощенной образцом 2, определим по формуле: ¥в= Атрв = 0,67-0,998 = 0,67 см3. Теперь рассчитаем пористость образцов 1 и 2. Пористость образца 1 составляет:
Кобр = ^вытесн.воды = (Р - ЛУрводы = (8,42 - 5,85)/0,998 = 2,57 см3. П = 0,65/2,57 = 0,25 = 25 %.
Пористость образца без замены углерода на нитрид алюминия составляет 25 %.
Пористость образца 2 составляет:
Кобр = Квытесн.воды = (Р - ЛУрводы = (7,58 - 5,19)/0,998 = 2,39 см3. П = 0,67/2,39 = 0,28 = 28 %.
Пористость образца с заменой углерода на нитрид алюминия составляет 28 %.
Таким образом, показано, что высокодисперсный порошок нитрида алюминия марки СВС-Аз может быть использован для получения MAX-фаз в системе Ti-Al-N-C. В ходе экспериментов установлено, что с увеличением количества добавляемого порошка нитрида алюминия марки СВС-Аз снижается размер пор в спеченном образце, однако пористость несколько возрастает.
Список литературы
1. Barsoum M.W., The Mn+iAxN phases: a new class of solids; thermodynamically stable nanolaminates, Prog. Solid St. Chem. 28 (2000). - 201-281.
2. Medvedeva N.I., Novikov D.L., Ivanovsky A.L., Kuznetsov M.V., Freeman A.J., Electronic properties of Ti3SiC2 -based solid solutions, Phys. Rev. B 58 (1998). - 16042-16050.
3. Wang Zh., Li W., Liu Y., Shuai J., Ke P., Wang A. Diffusion-controlled intercalation approach to synthesize the Ti2AlC MAX phase coatings at low temperature of 550 °C // Applied Surface Science 502 (2020). - 144130.
4. Merzhanov A.G., Borovinskaya I.P. Historical retrospective of SHS: An autoreview. International Journal of Self-Propagating High-Temperature Synthesis, 2008. - No 1. - pp. 242265. - DOI: 10.3103/ S1061386208040079.
5. Rogachev A.S., Mukasyan A.S., Combustion for Material Synthesis. CRC Press, Taylor & Francis Group, 2015. - XIV. - 406 p. - ISBN-13: 987-11-4822-3952-2.
6. Surucu G, Erki§i A. The first principles investigation of structural, electronic, mechanical and lattice dynamical properties of the B and N doped M2AX type MAX phases Ti2AlB0.5C0.5 and Ti2AlN0jC0.5 compounds. BORON, 2019 - No 3(1). - 24-32. -DOI: 10.30728/boron.333855.
7. Амосов Е.А., Ковалев Д.Ю., Латухин Е.И., Коновалихин С.В., Сычев А.Е. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез в системе TI-Al-C-B // Вестник Самаржого государственного технического университета. Технические науки, 2017. -№ 2(54). - С. 161-171.
8. Amosov A.P., Bichurov G.V., Bolshova N.F., Erin V.M., Makarenko A.G., Markov Yu. M. Azides as reagents in SHS processes / International Journal of Self-Propagating High-Temperature Synthesis, 1992. - Vol. 1. - No 2. - pp. 239-245.
9. Titova Yu.V., Amosov A.P., Maidan D.A., Sholomova A.V., Bolotskaya A.V. SHS of ultrafine and nanosized powder of aluminum nitride using sodium azide and halide salt (NH4)3AlF6 // Book of Abstracts XIV International Symposium on Self-Propagating Hihg Temperature Synthesis (SHS 2017), September 25-28, 2017, Tbilisi, Georgia, 2017. - pp. 2528.
10. Doncheva A., Schutzea M., Stromb E., Galetza M. Oxidation behaviour of the MAX-phases Ti2AlC and (Ti,Nb)2AlC at elevated temperatures with and without fluorine treatment // Journal of the European Ceramic Society 39 (2019). - 4595-4601.
11. Matheus A. Tunes, Robert W. Harrison, Stephen E. Donnelly, Philip D. Edmondson. A Transmission Electron Microscopy study of the neutron-irradiation response of Ti-based MAX phases at high temperatures // Acta Materialia 169 (2019). - 237-247.
12. Manochehriana A., Heidarpoura A., Mazaherib Y., Ghasemia S. On the surface reinforcing of A356 aluminum alloy by nanolayered Ti3AlC2 MAX phase via friction stir processing // Surface & Coatings Technology 377 (2019). - 124884.
13. Velasco B., Gordo E., Hu L., Radovic M., Tsipas S.A. Influence of porosity on elastic properties of Ti2AlC and Ti3SiC2 MAX phase foams // Journal of Alloys and Compounds 764 (2018). - 24-35.
Minekhanova Alsy Faridovna, student (e-mail: minekhanovaaf@mail.ru)
Titova Yuliay Vladimirovna, Cand.Tech.Sci., associate professor (e-mail: titova600@mail.ru)
Maydan Dmitriy Aleksandrovich, Cand.Tech.Sci., associate professor
(e-mail: mtm.samgtu@mail.ru)
Samara State Technical University, Samara, Russia
STUDY OF THE POSSIBILITY OF APPLICATION OF THE AlN POWDER OF THE SHS-AZ BRAND FOR OBTAINING THE MAX-PHASE BASED ON TbAlC2
Abstract. The results of studies of the composition and structure of the MAX-phase in the Ti-Al-N-C system synthesized using the AlN+5%Na3AlF6 nanopowder obtained by the azide technology of self-propagating high-temperature synthesis are presented. Key words: сombustion, synthesis, MAX-phase.
УДК 669.017
ВЛИЯНИЕ РЕЖИМОВ ОБРАБОТКИ НА СОПРОТИВЛЕНИЕ УСТАЛОСТИ СПЛАВОВ 1160Т и 1950 Морозова Елена Александровна к.т.н., доцент (e-mail:e.morozova2012@mail.ru) Самарский государственный технический университет, г.Самара, Россия
Изучено влияние пневмодробеструйной и термической обработок, в сочетании с дополнительным нагревом (125 °С , 100 часов) на сопротивление усталости сплавов на алюминиевой основе 1950, 1950Т1 и 1160Т. Выявлено, что дополнительный нагрев после пневмодробеструйной обработки у сплавов 1950 и 1950Т1 снижает, а у сплава 1160Т повышает сопротивление усталости.
Ключевые слова: микроструктура, микротвердость, сопротивление усталости, пневмодробеструйная обработка, термическая обработка, дополнительный нагрев.
Введение
При производстве полуфабрикатов деформируемые алюминиевые сплавы подвергаются ряду воздействий в ходе кристаллизации, гомогени-зационного отжига, деформирования, термической и поверхностной обработок. При эксплуатации конструкций сплавы также испытывают дополнительные нагревы, силовые нагрузки, коррозию. Каждое воздействие влияет на структуру сплава и его успешную работоспособность [1-4].
В работе изучено влияние сочетания термической обработки - поверхностного упрочнения - дополнительного нагрева на сопротивление усталости сплавов 1160 и 1950. Именно высокая усталостная долговечность обеспечивает надлежащую работоспособность материалов, используемых в авиации [5-7].
Методика проведения исследования
Для исследований использованы продольные образцы из горячепрессо-ванных прутков сплавов 1160Т, 1950 ( в горячепрессованном состоянии) и
