CC BY
6
УДК 669-1
DOI: 10.24412/2071-6168-2023-4-484-488
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА СПЛАВА НА ОСНОВЕ ИНТЕРМЕТАЛЛИДА NbAl (ТИПА ВКНА), ПОЛУЧЕННОГО В РЕЗУЛЬТАТЕ МЕХАНОАКТИВАЦИИ ПОРОШКОВ И ПОСЛЕДУЮЩЕГО
SPS
Л.И. Шевцова
Представлены результаты исследования материала на основе алюминида никеля Ni3Al (сплав ВКНА), сформированного в процессе механической активации при различном времени активации и последующем электроискровым спеканием. Состав компонентов соответствует отечественному сплаву марки ВКНА-1В. Механоактивация была осуществлена при 1,5 мин, 3,5 мин и 5 мин. На основании проведенных исследований определено время механоактивации (3 мин 30 с), обеспечивающее формирование плотных механокомпозитов пластинчатого строения для дальнейшего электроискрового спекания при температуре равной 1100 °С. При увеличении механоактивации до 5 мин на рентгенограмме наблюдается сглаживание основных пиков алюминия, что свидетельствует о происхождении фазовых превращений. По данным оптической микроскопии структура сплава, полученного методом электроискрового спекания, преимущественно однородная, как в продольном, так и поперечном сечениях, и наследует пластинчатое строение исходных механокомпозитов. Спеченный материал обладает повышенной относительной плотностью (до 98,8 %). Твердость по Виккерсу составляет 680 ± 25 HV. Уровень предела прочности при изгибе спеченного сплава ВКНА-1В составляет 1400 МПа, что в 1,5 раза превосходит прочность Ni3Al, полученного в аналогичных условиях.
Ключевые слова: интерметаллид Ni3Al, сплав ВКНА-1В, механоактивация, электроискровое спекание, порошки.
Известно, что интерметаллид Ni3Al является наиболее изученным высокотемпературным материалом, так как является основной упрочняющей фазой в современных никелелевых суперсплавах, которые занимают ведущее положение по объемам производства в авиационной, космической и энергетической промышленности. Обзорные исследования структуры и свойств алюминидов никеля приведены в работах Е.Н. Каблова, Б.А. Гринберг, R.W. Cahn, J.H. Westbrook, S.C. Deevi, и ряда других российских и зарубежных исследователей [1-7]. Однако, широкое применение в промышленности алюминида никеля ограничено из-за его низкой пластичности при комнатной температуре, при высоких температурах эксплуатации для этого материала характерно низкое сопротивление ползучести. Низкая пластичность поликристаллического алюминида никеля Ni3Al обусловлена его зернограничной хрупкостью [3, 5].
Многокомпонентные жаропрочные интерметаллидные сплавы типа ВКНА имеют гетерофаз-ную структуру, состоящую из у' (интерметаллид Ni3Al) и у (никелевый многокомпонентный твердый раствор) фаз [7-10]. Количество упорядоченной у'-фазы составляет до 95%, что обеспечивает термостабильную структуру и жаростойкость до 1200-1250 °С, а содержание меньшего количества тяжелых тугоплавких элементов для снижения скорости диффузионных процессов приводит к снижению плотности и повышению удельной жаропрочности материалов [8]. Сплавы используются в качестве материала сопловых лопаток, сегментов камеры сгорания, створок, проставок реактивного сопла и других высокотемпературных деталей авиационных двигателей. Получают данные сплавы в настоящее время методом направленной кристаллизации из расплава и разрабатываются методы селективного лазерного спекания [8-11].
В настоящее время потребность в использовании материалов на основе интерметаллида Ni3Al в аэрокосмической промышленности стремительно растет. В работах многих исследователей попытки улучшения пластичности связаны с получением интерметаллидов с дисперсной структурой. В технической литературе описаны результаты исследований алюминидов никеля, выполненных с применением методов порошковой металлургии [12-16]. Экспериментально установлено, что одним из эффективных методов получения качественных заготовок из интерметаллидов является электроискровое плазменное спекание (SPS). Метод основан на пропускании через образец импульсов постоянного тока высокой энергии в течение всего периода спекания и приложении одноосного давления. В сравнении с горячим прессованием и горячей экструзией при электроискровом плазменном спекании пребывание материала в высокотемпературном состоянии резко сокращается. Благодаря этому удается сохранить исходную мелкозернистую структуру, что способствует повышению комплекса механических свойств спеченного материала [15-20].
В работе [21] проведены исследования сплава NiCoCrAlY-Ta, полученного методом SPS, и отмечается о перспективности применения технологии для изготовления авиационных материалов. В работе [22] порошок сплава ВКНА-1В, полученный методом атомизации отливки спекали методом электроискрового плазменного спекания, при этом в статье не указан режим спекания, только давление 30 МПа, а полученный материал обладал низким значением прочности и высокой пористостью. Для повышения характеристик данный материал дополнительно спекали методом горячего изостатического прессования.
Цель работы заключается в исследовании влияния времени механической активации на формирование материалов на основе Ni3Al на примере сплава ВКНА-1В методом SPS.
Материалы и методы исследования. Объектом исследования являлась смесь порошков, состав которой соответствует отечественному сплаву на основе Ni3Al марки ВКНА-1В. Гранулометрический состав подготовленной смеси представлен в табл.1 [23].
Таблица 1
Состав порошковой смеси, соответствующей марке сплава на основе №зЛ1 - ВКНА-1В [23]
Сплав Состав, масс.%
Ni Al Cr Mo W Ti Co C др.
ВКНА-1В 76,9 8,5 5,5 3,5 3,0 3,0 - 0,05 0,3 Hf
Механическую активацию (МА) порошков никеля, алюминия и легирующих элементов, соответствующих марке сплава ВКНА-1В, проводили в планетарной шаровой мельнице АГО-2 (Россия) с водяным охлаждением. Отношение масс порошка и шаров было принято равным 1:20 (масса загружаемой смеси в данном исследовании составляла 10 г; масса стальных шаров диаметром 8 мм - 200 г) [24]. Соотношение массы шаров к порошковой смеси оставалось неизменным, и было выбрано исходя из параметров мельницы. Объём каждого из двух барабанов мельницы был равен 160 см3. Центробежное ускорение шаров составляло 40 g. При выполнении данного исследования в качестве рабочей среды в барабанах использовали аргон с целью предотвращения окисления образцов во время МА. По завершении МА образцы выгружали из барабанов в боксе с аргоном.
В результате МА были сформированы механокомпозиты пластинчатой морфологии, которые исследовались методом рентгенофазового анализа с использованием рентгеновского дифрактометра АЯЬ X,TRA (США). Трубку с медным анодом использовали в качестве источника излучения. Дифракционные картины регистрировали с шагом Д29 = 0,05° и временем накопления равным 10 с на одну точку. Механическую активацию реагентов проводили при трех режимах работы мельницы, отличающихся по времени механоактивации (1 мин, 3,5 мин и 5 мин). Режимы были выбраны из следующих соображений: при проведении МА менее 1 мин не происходило равномерного смешения компонентов, а свыше 5 мин происходил существенный натир мелющими материалами.
Сформированные механокомпозиты спекали с применением метода электроискрового спекания по режиму, параметры которого отражены в табл.2. Данный режим был выбран с целью возможности сравнения полученных результатов с ранее проведенными исследованиями. По такому режиму нами были получены плотные заготовки из монофазного №3А1 с мелкозернистой структурой [18, 25, 26].
Таблица 2
Характеристики режима спекания методом SPS полученных образцов из сплава __ на основе алюминида никеля [18]__
Марка сплава Температура спекания, °С Давление прессования, МПа Время выдержки, мин Средняя скорость нагрева °С/мин
ВКНА-1В 1100 40 10 70
Спеченные образцы из сплава ВКНА-1В представляли собой таблетки диаметром (30,00±0,05) мм и высотой примерно 7,5 мм. Масса спеченных образцов составила около 40 г. Плотность полученных образцов определяли методом гидростатического взвешивания.
Структурный анализ спеченных заготовок проводили с использованием методов оптической микроскопии на микроскопе Carl Zeiss Axio Observer Z1m (Германия) в режиме светлого поля. Подготовку образцов выполняли с применением проволочно-вырезного электроискрового станка Sodick AG400L (Великобритания). Микротвердость спеченных материалов оценивали с использованием микротвердомера Wolpert Group 402MVD (США). Для определения среднего значения на один образец было нанесено не менее 15 отпечатков при нагрузке на алмазный индентор равной 0,49 Н.
В качестве основного показателя прочностных свойств исследуемых материалов при комнатной температуре было использовано значение предела прочности при изгибе. Прочностные испытания были проведены на установке Instron 3369. Скорость перемещения подвижной траверсы составляла 0,5 мм/мин. Образцы для испытаний на трехточечный изгиб имели форму прямоугольного параллелепипеда с размерами 3х4х28 мм3.
Результаты исследований и их обсуждение. По результатам РФА установлено, что после 1 мин МА смеси состава ВКНА-1В образуются заготовки будущих механокомпозитов, но они еще неплотные, еще не происходит полного смешения компонентов и их можно наблюдать раздельно. На рентгенограмме (рис.1 а) присутствуют пики основных элементов. Дальнейшее увеличение времени МА реагентов до 3,5 мин способствует формированию плотных механокомпозитов пластинчатого строения, в которых создается высокая концентрация неравновесных дефектов и внутренних напряжений, а реагенты
диспергированы до нанометровых размеров. При увеличении МА до 5 мин на рентгенограмме (рис.1 в) наблюдается сглаживание основных пиков алюминия, что свидетельствует о происхождении каких-либо фазовых превращений, что нежелательно в данном исследовании. Как было ранее сказано, дальнейшее увеличение времени МА приводит к натиру мелющими шарами, чего следует избегать в процессе МА.
Таким образом, на основании проведенных исследований с применением РФА определен оптимальный режим МА для формирования наиболее однородной мелкозернистой структуры спеченных материалов состава ВКНА-1В: время МА составляет 3,5 мин; рабочая среда - аргон; центробежное ускорение шаров равно 40g. Сформированные в течение 3,5 мин механокомпозиты из сплава ВКНА-1В спекали с применением метода SPS при 1100 °С.
Рис. 1. Рентгенограммы механоактивированных при различных временах реакционных смесей
состава ВКНА-1В
На рис.2 представлены снимки структуры материала состава ВКНА-1В, полученного методом SPS. По ним можно сделать вывод о том, что структура сплава преимущественно однородная, как в продольном, так и поперечном сечениях, и наследует пластинчатое строение исходных механокомпозитов. Однако, в структуре материала, полученного при спекании при 1100 °С (рис.2 а), зафиксирована трещина. Полученные данные свидетельствуют о том, что данный режим спекания не целесообразен для формирования малодефектных заготовок. В структуре исследуемого материала присутствуют дефекты в виде микропор. Малое количество дефектов подтверждается высокими значениями плотности исследуемого материала (до 98,8 %).
Уровень микротвердости материалов, полученных спеканием при 1100°С и давлении прессования равном 40 МПа составляет 680-690 HV. Следует отметить, что значения микротвердости, полученное при проведении испытаний в двух сечениях шлифа, находятся в одном интервале допустимых значений. Микротвердость спеченного методом SPS интерметаллида Ni3Al находится на уровне 610 HV [25]. Повышенное значение микротвердости полученных заготовок можно объяснить наличием тугоплавких элементов в сплаве и мелкозернистой структурой материалов.
ijjftM
"л...
- i
■Ш:
■ ' г Î
-Л üi: "v> Щ
щшшкщ
50 кмI
а б
Рис. 2. Оптическая микроскопия материалов, полученных электроискровым спеканием механокомпозитов состава ВКНА-1В. Микроскопический снимок поперечного (а) и продольного
(б) сечения шлифа
Уровень предела прочности при изгибе спеченного сплава ВКНА-1В составляет 1400 МПа. Для монофазного алюминида никеля, спеченного в аналогичных условиях, уровень прочности составляет 790 МПа. Следует отметить, что для материалов, спеченных при данном режиме, характерен преимущественно транскристаллитный излом.
Заключение.
1. Время механической активации оказывает существенное влияние на формирование порошковых сплавов на основе алюминида никеля марок ВКНА-1В. Определен оптимальный режим механической активации для этих сплавов: время МА — 3 мин 30 с; рабочая среда — аргон; центробежное ускорение шаров — 40g.
2. Методом SPS при 1100 °С получены компакты из сплава на основе Ni3Al с повышенной относительной плотностью (до 98,8%). Структура сплава, полученного указанным методом спекания, преимущественно однородная, как в продольном, так и в поперечном сечениях, и наследует пластинчатое строение исходных механокомпозитов.
3. Уровень микротвердости спеченного материала составляет (680 ± 25) HV. Уровень прочности на изгиб спеченного сплава ВКНА-1В составляет 1400 МПа. Полученное значение в 1,5 раза превышает уровень прочности однофазного алюминида никеля, спеченного в аналогичных условиях.
Работа выполнена при финансовой поддержке гранта Российского научного фонда № 21-7900154, https://rscf.ru/project/21-79-00154/. Исследования выполнены на оборудовании ЦКП "Структура, механические и физические свойства материалов".
Список литературы
1. Ночовная Н.А., Базылева О.А., Каблов Д.Е., Панин П.В. Интерметаллидные сплавы на основе титана и никеля. М.: Изд-во ВИАМ, 2018. 303 с.
2. Taub A.I., Fleischer R.L. Intermetallic Compounds for High-Temperature Structural Use, Science, 1989. 243 (4891). P. 616-621.
3. Deevi S.C., Sikka V.K. Nickel and iron aluminides: an overview on properties, processing, and applications, Intermetallics 4, 1956. P. 357-375.
4. Stoloff N.S., Liu C.T., Deevi S.C. Emerging applications of intermetallics, Intermetallics 8, 2000. P. 1313-1320.
5. Гринберг Б.А., Иванов М.А. Интерметаллиды Ni3Al и TiAl: микроструктура, деформационное поведение. Екатеринбург: УрО РАН, 2002. 350 с.
6. Jozwik P., Polkowski W., Bojar Z. Applications of Ni3Al based intermetallic alloys -current stage and potential perceptivities, Materials, 2015. 8. P. 2537-2568.
7. Kablov Ye.N., Ospennikova O.G., Bazyleva O.A. Materials for highly heat-loaded parts of gas turbine engines, Vestn. MGTU im. N. E. Baumana, Ser. "Machine building," No. SP2, 2011. P. 13-19.
8. Kablov Ye.N., Ospennikova O.G., Petrushin N.V. A new single-crystal intermetallic heat-resistant alloy based on the y'-phase for GTD blades // Aviation materials and technologies, No. 1 (34), 34-40 (2015).
9. Ye. N. Kablov, V. V. Sidorov, P. G. Min et al., Investigation and development of technological parameters for vacuum melting of corrosion-resistant heat-resistant nickel alloys // Metallurgist, No. 2, 62-68 (2021).
10. N. V. Petrushin, O. G. Ospennikova, and I. L. Svetlov, Monocrystalline heat-resistant nickel alloys for turbine blades of promising gas turbine engines, Aviation materials and technologies, No. S, 72-103
(2017).
11. D. Kotoban, A. Nazarova, I. Shishkovsky, Comparative study of selective laser melting and direct laser metal deposition of Ni3Al intermetallic alloy, Procedia IUTAM 23, 138-146 (2017).
12. J. Meng, C. Jia, Q. He, Effect of mechanical alloying on the structure and property of Ni3Al fabricated by hot pressing, Journal of Alloys and Compounds, 421 200-203 (2006).
13. K. Morsi, S.O. Moussa, J.J. Wall, Simultaneous combustion synthesis (thermal explosion mode) and extrusion of nickel aluminides, Journal of materials science 40, 1027-1030 (2005).
14. A. S. Rogachev, N. F. Shkodich, S. G. Vadchenko et al., Reactivity of mechanically activated powder blends: Role of micro and nano structures, International Journal of Self- Propagating High-Temperature Synthesis 22 (4), 210-216 (2013).
15. E. A. Olevsky, D. V. Dudina, Field-assisted sintering: science and applications, Cham : Springer,
(2018).
16. I. M. Makena, M. B. Shongwe, M.M. Ramakokovhu et al., A review on sintered nickel-based alloys, Lecture Notes in Engineering and Computer Science. Sir. "Proceedings of the World Congress on Engineering 2017, WCE 2017" 922-927 (2017).
17. M. Tokita, Trends in advanced SPS (Spark Plasma Sintering) systems and technology, J. Soc. Powd. Tech. Japan. 30(11), 790-804 (1993).
18. L. Shevtsova, V. Mali, A. Bataev et al. Microstructure and mechanical properties of materials obtained by spark plasma sintering of Ni3Al-Ni powder mixtures, Materials Science and Engineering A, Vol. 773, Art. 138882 (8 p.) (2020).
19. S. Ma, A. Li, S. Zhou, Y. Yang et al., Microstructure and mechanical properties of nickel strengthened by Y2O3 through rock-milling and spark plasma sintering Journal of Alloys and Compounds 750, 911-916 (2018).
20. A. Mohammadnejad, A. Bahrami, M. Sajadi, et. al., "Microstructure and mechanical properties of spark plasma sintered nanocrystalline Ni3Al-xB (0.0<x<1.5 at.%) alloy," Materia.ls Today Communications, 17, 161-168 (2018).
21. J.M. J. Garcia, Zh. Li, C. Vahlas et al., Spark plasma sintering and characterization of NiCoCrAlY-Ta superalloy powder, J. of Mater. Sci. and Eng., David Publishing, 4(11), 57-63 (2010).
22. O.A. Bazyleva, I. Yu. Efimochkin, E. G. Arginbaeva et al., Composite material based on an intermetallic alloy of the VKNA type, reinforced with oxides. Perspektivnye materialy, No. 10, 19-27 (2020).
23. O.A. Bazyleva, E. G. Arginbaeva, M. V. Unchikova et al., Influence of high-temperature annealing on the structure and properties of alloys based on the intermetallic Ni3Al, Vestnik MSTU named after N.E. Bauman. Sir. "Mechanical Engineering", No. 1, 112-122 (2016).
24. V.Yu. Filimonov, M. A. Korchagin, E. V. Smirnov et al., Kinetics of mechanically activated high temperature synthesis of Ni3Al in the thermal explosion mode, Intermetallics, 19(7), 833-840 (2011).
25. L.I. Shevtsova, "Structure and mechanical properties of intermetallic Ni3Al compound obtained using spark plasma sintering technology of mechanically activated Ni-Al powder mixture," Obrabotka Metallov (Tekhnol., Oborud., Tools), No. 3 (64), 21-27 (2014).
26. L.I. Shevtsova, M. A. Korchagin, M. A. Esikov et al, Structure and properties of an Ni3Al interme-tallic compound formed as a result of spark plasma sintering of the powder mixtures prepared by various methods, Metallurgist, Vol. 65 (11-12), 1273-1280 (2022).
Шевцова Лилия Ивановна, канд. техн. наук, edeliya2010@mail.ru, Россия, Новосибирск, Новосибирский государственный технический университет
STRUCTURE AND PROPERTIES OF AN ALLOY BASED ON Ni3Al INTERMETALLIDE (VKNA TYPE) OBTAINED AS A RESULT OF MECHANICAL ACTIVATION OF PO WDERS AND SUBSEQUENT SPS
L.I. Shevtsova
The results of a study of a material based on nickel aluminide Ni3Al (VKNA alloy) formed in the process of mechanical activation at different activation times and subsequent spark sintering are presented. The composition of the components corresponds to the domestic alloy grade VKNA-1V. Mechanical activation was carried out at 1.5 min, 3.5 min and 5 min. Based on the studies performed, the time of mechanical activation (3 min 30 s) was determined, which ensures the formation of dense mechanocomposites of a lamellar structure for further spark sintering at a temperature of 1100 °C. With an increase in mechanical activation to 5 min, the X-ray diffraction pattern shows a smoothing of the main aluminum peaks, which indicates the origin of phase transformations. According to optical microscopy, the structure of the alloy obtained by electrospark sintering is predominantly homogeneous, both in longitudinal and transverse sections, and inherits the lamellar structure of the original mechanocomposites. The sintered material has an increased relative density (up to 98.8%). Vickers hardness is 680 ± 25 HV. The level of ultimate strength in bending of the sintered VKNA-1V alloy is 1400 MPa, which is 1.5 times higher than the strength of Ni3Al obtained under similar conditions.
Key words: Ni3Al intermetallic compound, VKNA-1V alloy, mechanical activation, electrospark sintering, powders.
Shevtsova Liliya Ivanovna, candidate of technical sciences, edeliya2010@mail.ru, Russia, Novosibirsk, Novosibirsk State Technical University
УДК 621.941.01
DOI: 10.24412/2071-6168-2023-4-488-491
ОСОБЕННОСТИ РЕАЛИЗАЦИИ ФИЗИЧЕСКОГО МОДЕЛИРОВАНИЯ ПРОЦЕССА ШЕВИНГОВАНИЯ-ПРИКАТЫВАНИЯ ЦИЛИНДРИЧЕСКИХ ЗУБЧАТЫХ КОЛЕС
Ю.В. Ковалев
В статье рассмотрены основные аспекты построения процедуры моделирования процесса шевингования - прикатывания цилиндрических зубчатых колес с целью определения характера и особенностей протекания процессов резания и поверхностного пластического деформирования в паре инструмент-заготовка. Исследование позволит рассмотреть основные закономерности развития и протекания указанных процессов в зависимости от ключевых конструктивных параметров обрабатываемого зубчатого колеса, инструмента и технологических параметров процесса комбинированной зубообра-ботки. Существенное внимание уделено подходам к моделированию режуще-деформирующего процесса зубообработки. Обоснована необходимость подробного изучения работы режущих зубьев инструмента, протекающей в неблагоприятных, с точки зрения теории резания, условиях.
Ключевые слова: шевингование - прикатывание, цилиндрические зубчатые колеса, процесс, моделирование, эффективность.
В современной научно-исследовательской работе, зачастую, для изучения объекта исследования применяются различные методы моделирования. Многие аспекты протекания различных технологических процессов удобнее рассматривать на моделях. Это обеспечивает экономию времени, средств и материальных ресурсов. При этом, моделирование, с высокой степенью точности, позволяет изучить, как сам процесс в целом, так и отдельные стадии его протекания.
488
