CC BY
15УДК 621.762:669.2
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ НАГРЕВА НА СТРУКТУРУ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА МАТЕРИАЛА, ПОЛУЧЕННОГО ИСКРОВЫМ ПЛАЗМЕННЫМ СПЕКАНИЕМ ПОРОШКА ПН85Ю15*
Л.И. ШЕВЦОВА1, аспирант
И.А. БАТАЕВ1, канд. техн. наук 2
В.И. МАЛИ, канд. физ.-мат. наук А.Г. АНИСИМОВ2, канд. физ.-мат. наук Д.В. ЛАЗУРЕНКО1, канд. техн. наук Т. С. САМЕЙЩЕВА1, аспирант 1(НГТУ, г Новосибирск) 2(ИГиЛ СО РАН, г. Новосибирск)
Поступила 16 октября 2013 Рецензирование 14 ноября 2013 Принята к печати 16 ноября 2013
Шевцова Л.И. - 630073, г. Новосибирск, пр. К. Маркса, 20, Новосибирский государственный технический университет, e-mail: [email protected]
Проведены исследования структуры и механических свойств образцов, полученных методом искрового плазменного спекания порошка ПН85Ю15 при температурах 1000, 1100 и 1150 °С. Относительная плотность спеченных материалов находится в диапазоне 85...95 %. Микротвердость спеченных материалов составляет 3950...4100 МПа. Максимальный уровень предела прочности при изгибе, составляющий 890 МПа, достигнут в процессе спекания при 1100 °С. С целью повышения плотности и снижения пористости целесообразно измельчение порошкового материала или добавление в спекаемую смесь наноразмерных частиц.
Ключевые слова: интерметаллид, алюминид никеля, искровое плазменное спекание.
Введение ление особо благоприятно с позиции примене-
ния материала для изготовления конструкций, эксплуатирующихся при повышенных темпера-
В течение последних десятилетий особое
внимание уделяется интерметаллидам на осно- турах. Кроме того, соединение №3А1 обладает
ве алюминидов переходных ^та^в таких как высокой стойкостью к окислению и коррозии,
никел^ татан желещ кобальт и ниобий благода- более низкой плотностью (7,5 г/см3) и высокой
ря возможности применять их в качестве высо- температурой плавления (1395 °С) по сравнению
котемпературных конструкционных материалов. с традиционными никелевыми сплавами [2,4]. Алюминиды никеля являются одними из наиб°- Успешному коммерческому применению
лее перспективных материалов для использова- препятствует ряд особенностей алюминидов
ния в аэрокосмической отрасли. Повышенный никеля, в первую очередь речь идет о низких
интерес к алюминиду типа №3^ обусловлен ано- значениях пластичности и трещиностойкости.
мальной зависимостью предела текучести этого Образцы из поликристаллического интерметал-
материала от температуры нагрева [1]. Такое яв- лида №3А1 хрупко разрушаются при комнатной
* Работа выполнена в рамках ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» на 2009-2013 годы (исследования под руководством молодых кандидатов наук), соглашение № 14.B37.21.0943 от 05 сентября 2012 года.
температуре, обладают низким сопротивлением ползучести при высоких температурах, а также плохой обрабатываемостью при использовании технологических процессов резания [3,4].
Стандартные методы получения компактов из мелкозернистых порошков, такие как горячее прессование или горячая экструзия, считаются неэффективными из-за большой длительности процессов [2,5]. Длительное пребывание интер-металлидов в горячем состоянии приводит к росту зерна и, как следствие, к снижению предела текучести материала.
В последние годы повышенный интерес проявляется к получению интерметаллидов методом искрового плазменного спекания. В зарубежной литературе при его описании чаще всего используется термин Spark Plasma Sintering (SPS) [6]. Метод основан на пропускании через образец импульсов постоянного тока в течение всего периода спекания и приложении одноосного давления. При протекании тока в точках контакта частиц возникают электрические разряды, приводящие к локальному повышению температуры. В результате этого ускоряются диффузионные процессы и материал плавится. При продолжении процесса пропускания тока высокотемпературные области возникают в других точках образца. Если частицы порошка проводят электрический ток, то они нагреваются за счет Джоулева тепла. Непроводящие частицы получают тепло от нагреваемых пресс-формы и пуансонов. Использование импульсного тока позволяет снизить продолжительность спекания до нескольких минут. Этому же способствуют высокие скорости нагрева материала. В условиях кратковременного пребывания материала в высокотемпературном состоянии процесс укрупнения зеренной структуры в значительной степени развиваться не успевает. Высокая эффективность SPS-метода обусловлена балансом между уплотнением (спеканием) материала и ростом частиц, обусловленным развитием рекристаллизационных процессов. Методом SPS получены компакты различных соединений с плотностью 97-99 % от теоретического значения во всем диапазоне концентраций при малых давлениях (15...50 МПа) [7-9].
В процессе SPS одним из основных параметров, влияющих на структуру и свойства получаемых материалов, является температура спекания. Следует отметить, что фактическая
температура образца отличается от температуры графитовой матрицы измеренной термопарой. Это объясняется быстрым нагревом в процессе искрового плазменного спекания порошковой смеси. Авторы работы [10] проводили сравнение с экспериментальными результатами, которые показали, что фактическая температура образца на 120...160 °С выше того значения, которое фиксирует термопара. Анализ литературных данных свидетельствуют о том, что искровое плазменное спекание является эффективным методом получения различных материалов, в том числе и интерметаллидов, с особыми свойствами.
Целью данной работы является обоснование выбора режима спекания порошка ПН85Ю15 для получения высокоплотного материала с улучшенными механическими свойствами.
1. Материалы и методы исследования
В качестве исходного материала применяли промышленный порошок ПН85Ю15 со средним размером частиц 80 мкм. Искровое плазменное спекание образцов проводили на установке Labox-1575. Процесс осуществляли следующим образом: порошок засыпали в графитовую пресс-форму с внутренним диаметром 30 мм, которую помещали в вакуумную камеру установки. Скорость нагрева и охлаждения составляла 100 °С/мин, давление прессования было равно 40 МПа. Изменяемым параметром являлась температура спекания (от 1000 до 1150 °С). По окончании спекания образцы приобретали цилиндрическую форму диаметром 30 мм и высотой 5-6 мм. Плотность компактов рассчитывали, определяя их массу и линейные размеры.
Структурные исследования спеченных образцов проводили методами оптической и растровой электронной микроскопии. Металлографические исследования выполняли с применением растрового электронного микроскопа типа Carl Zeiss EVO 50 XVP и оптического микроскопа Carl Zeiss Axio Observer Alm с использованием методов светлого и темного поля. Для определения фазового состава использовали рентгеновский дифрактометр ARL X TRA. Источником рентгеновского излучения являлась медная трубка. Дифракционные картины регистрировали с шагом Д29 и временем накопления 10 с на одну точку.
Рис. 1. Рентгенограмма образца, полученного спеканием (SPS) порошка ПН85Ю15 при 1100 °С
Оценку микротвердости спеченных материалов проводили с использованием микротвердомера Wolpert Group 402MVD. Отпечатки наносили при нагрузке на алмазный индентор 0,049 Н. Для определения среднего значения микротвердости на один образец наносили не менее 15 отпечатков.
В качестве основных показателей прочностных свойств материалов использовали значения предела прочности при изгибе. Механические испытания на трехточечный изгиб выполняли на машине Instron 3369. Скорость деформации составляла 0,5 мм/мин. Образцы прямоугольной формы с размерами 3*4*20 мм для испытаний на трехточечный изгиб вырезали из спеченных компактов на установке электроэрозионной резки Sodick AG400L.
2. Результаты исследований и их обсуждение
При проведении рентгеноструктурного анализа установлено, что фазовый состав материалов, спеченных при 1000, 1100 и 1150 °С, идентичен друг другу. Основной фазой в исследуемых образцах является соединение Ni3Al. В то же время в структуре спеченных материалов содержится ~ 5 вес. % фазы NiAl. В качестве примера на рис. 1 представлена дифрактограмма образца, спеченного при 1100 °С.
Структура материалов, полученных по технологии искрового плазменного спекания порошка ПН85Ю15, однородна как в продольном, так и в поперечном сечениях. Особенностью спеченных образцов является отсутствие макротрещин. В то
же время для всех материалов характерно присутствие дефектов в виде пор. Максимальная пористость (15 %) зафиксирована на материале, спеченном при 1000 °С. Влияние температуры нагрева на относительную плотность спеченных материалов представлено в табл. 1.
Таблица
1
Относительная плотность материала, полученного спеканием порошка ПН85Ю15 при различных температурах нагрева
Соединение Температура нагрева, °С Относительная плотность, %
ПН85Ю15 1000 85
1100 92
1150 95
Спекание порошка ПН85Ю15 при 1000 оС не позволяет достигнуть необходимой плотности материала, хотя и приводит к образованию мостиков между отдельными частицами. Форма частиц изменяется незначительно. Образцы, спеченные при 1000 оС, благодаря высокой пористости удобны для анализа процессов, протекающих при спекании порошков. Особенности этого процесса иллюстрирует рис. 2, на котором представлена частица алюминида №Л1, окруженная частицами №3Л1.
При увеличении температуры нагрева порошковой смеси до 1100 оС плотность материала возрастает до 92 %. Однако следы исходных частиц в спеченном материале проявляются также отчетливо. Характер процессов, происходящих при искровом плазменном спекании, достаточно просто оценить при металлографических исследованиях с использованием функции тем-
№ 4 (61) 2013 37
Рис. 2. Особенности процесса спекания частицы №А1 (в центре снимка) с окружающими частицами №3А1 при 1000 оС
ного поля. Изображения, зафиксированные при изучении компактного материала, спеченного при 1100 °С, свидетельствуют о том, что многие частицы порошка свою первоначальную форму существенно не изменили (рис. 3, а). На приведенных снимках отчетливо различимы контуры сферических и близких к ним частиц. При реализации отмеченных выше условий спекания формируется материал с плотностью (6,9 г/см ), отличающейся от теоретической плотности соединения №3А1 (7,5 г/см ). Совокупность мелких пор можно наблюдать в виде характерных дорожек вдоль поверхностей сопряжения частиц порошка. Наиболее крупные поры наблюдаются в местах стыка трех частиц (рис. 3, б). Одно из объяснений присутствия тонких строчечных дефектов между частицами после их спекания при
температурах 1100 оС и выше может быть связано также с наличием на поверхности частиц тонкой оксидной пленки, снижающей скорость спекания. Эффекты подобного рода наблюдаются при различных видах диффузионной сварки.
Дальнейшее повышение температуры до 1150 оС позволяет дополнительно повысить плотность материала. Однако даже при такой температуре полностью избавиться от пористости не удается. Следует отметить, что наличие остаточной пористости является типичным для большинства технологических процессов, используемых в порошковой металлургии.
Результаты экспериментов свидетельствуют о том, что описанные выше условия спекания (температура нагрева 1000... 1150 оС, длительность выдержки 5 мин, давление 40 МПа) не позволяют получить монолитный материал с требуемой степенью дефектности. С учетом этой особенности сделаны выводы о необходимости корректировки режимов спекания порошковой смеси. С целью снижения пористости спекаемых материалов целесообразно в порошковые смеси вводить порошки более мелких фракций, позволяющие заполнить промежутки между крупными сферическими частицами. Второе предложение заключается в предварительном механическом измельчении порошка интерме-таллида.
Особенность, характерная для образцов, спеченных при 1100 оС и 1150 оС, заключается в появлении во многих зернах полосчатой структуры (рис. 4). Можно предположить, что при повышении температуры активизируется
Рис. 3. Темнопольное изображение металлографического шлифа спеченного порошка ПН85Ю15. Температура нагрева 1100 °С, давление 40 МПа, время выдержки 5 мин
а б
Рис. 4. Дефекты в структуре зерен интерметаллида №3А1: а - температура спекания 1100 оС; б - температура спекания 1150 оС
процесс пластической деформации материала, который в данных условиях развивается по механизму двойникования. При пересечении полос, распространяющихся в разных направлениях, образуется узор типа «шахматная доска», свидетельствующий о наличии кристаллографической связи между соседними участками, что также свидетельствует в пользу деформации по механизму двойникования (рис. 4, а). Для подтверждения высказанного предположения требуется проведение дополнительных исследований с использованием методов электронной дифракции. Тонкие строчечные дефекты, декорирующие границы между частицами, предположительно обусловлены наличием оксидов в поверхностном слое исходного порошка (рис. 4, б).
Результаты измерения микротвердости анализируемых материалов отражены в табл. 2. Экспериментальные данные, характеризующие свойства образцов трех типов, существенно не отличаются (3950...4100 МПа). В качестве
критерия прочностных свойств материалов использовали значения предела прочности при изгибе. Наименьшей прочностью (270 МПа) обладает интерметаллид, спеченный при 1000 °С (см. табл. 2). Предел прочности образцов, полученных спеканием порошка ПН85Ю15 при 1100 °С (890 МПа), почти в три раза больше.
Анализ изломов дает важную информацию о качестве соединения частиц порошка в процессе спекания, об изменении формы исходных частиц, о наличии дефектов спеченных компактов и об энергоемкости процессов разрушения. На рис. 5 представлены характерные зоны изломов образцов после спекания порошка при 1000 °С. Характерной особенностью, зафиксированной при разрушении данного материала, является рельеф, обусловленный присутствием в изломе множества частиц исходного порошка (рис. 5, а). В процессе спекания при 1000 °С существенного изменения формы частиц не произошло. Многочисленные поры, наблюдаемые в местах стыков частиц (рис. 5, б), свидетельствуют о том, что давление на уровне 40 МПа было явно недостаточным для эффективного компактирова-ния и уплотнения порошкового материала. На рис. 5, б можно наблюдать две частицы с отпечатками, возникшими в результате контакта со смежными частицами (отпечатки указаны стрелками). Анализ формы и площади этих отпечатков свидетельствует об относительно малой площади контакта частиц порошка при спекании по описанному выше режиму. Оче-
Таблица 2
Механические свойства материала, полученного спеканием порошка ПН85Ю15 при различных температурах нагрева
Температура спекания, °С Микротвердость, МПа Предел прочности на изгиб, МПа
1000 3950 270
1100 4000 890
1150 4100 810
а б
Рис. 5. Фрактограмма поверхности излома образца, полученного спеканием порошка ПН85Ю25 при 1000 °С
видно, что характер разрушения материала по данному механизму является низкоэнергоемким.
Результаты фрактографических исследований материала, спеченного при 1100 °С (рис. 6), свидетельствуют о том, что повышение температуры спекания благоприятно отражается на качестве компактированных образцов. Зон с разрушением материала по поверхности исходных частиц становится значительно меньше. Трещины преимущественно развиваются через тело частиц. Такой механизм разрушения является более энергоемким. Этим обстоятельством может объясняться повышенный уровень предела прочности материала при испытаниях на трехточечный изгиб. Тем не менее следует подчеркнуть, что разрушение образцов являет-
ся хрупким. Повышение температуры спекания до 1150 °С, способствующее повышению плотности компактов, к существенному изменению характера разрушения материала не приводит. Однако результаты прочностных испытаний позволяют рекомендовать температуру спекания порошка ПН85Ю15 на уровне 1100 °С.
На основании полученных результатов были сделаны выводы о целесообразности корректировки процесса искрового плазменного спекания порошка ПН85Ю15. С целью снижения пористости компактируемых материалов и улучшения комплекса их механических свойств целесообразно в порошковую смесь вводить субмикронные и наноразмерные частицы, которые заполнят пустоты между крупноразмерными частицами.
а б
Рис. 6. Фрактограмма поверхности излома образца, полученного спеканием порошка ПН85Ю25 при 1100 °С
Выводы
Нагрев порошка ПН85Ю15 при искровом плазменном спекании до 1000...1150 °С обеспечивает получение материалов с относительной плотностью 85...95 %. Микротвердость спеченных материалов находится в диапазоне 3950...4100 МПа. Максимальный уровень предела прочности при изгибе (890 МПа) достигнут при спекании порошковой смеси с нагревом до 1100 °С. С целью повышения плотности и снижения пористости целесообразно измельчение порошкового материала или добавление в спекаемую смесь наноразмерных частиц.
Список литературы
1. Taub A. I., Fleischer R. L. Intermetallic Compounds for High-Temperature Structural Use // Science. - 1989. -V. 243. - No. 4891. - P. 616-621.
2. Deevi S.C., Sikka V.K. Nickel and iron aluminides: an overview on properties, processing, and applications // Intermetallics. - 1996. - No. 4. - P. 357-375.
3. Toshio M., Toshiyuki H. Effects of unidirectional solidification conditions on the microstructure and tensile properties ofNi3Al // Intermetallics. - 1995 - No. 3. -Р. 23-33.
4. Гринберг Б.А., Иванов М.А. Интерметаллиды Ni3Al и TiAl: микроструктура, деформационное поведение. - Екатеринбург: УрО РАН, 2002. - 360 с.
5. Овчаренко В.Е., Перевалова О.Б. Эволюция зеренной структуры при экструзии интерметаллического соединения Ni3Al в процессе высокотемпературного синтеза под давлением. II. Экспериментальные данные // Физика и химия обработки материалов. - 2007. - № 4. - С. 78-82.
6. Tokita M. Trends in Advanced SPS (Spark Plasma Sintering) Systems and Technology // J. Soc.Powd. Tech.Japan. - 1993. - V.30. - No.11. - P. 790-804.
7. Groza J.R., Zavaliangos A. Nanostructures bulk solids by field activated sintering // Rev.Adv. Mater. Sci. - 2003. - V. 5. - No. 1. - P. 24-33.
8. Sivakumar R., Doni Jayaseelan D., Nishikawa T., Honda S., Awaji H. Mullite-molybdenum composites fabricated by pulse electric current sintering technique // J. European Ceramic society. - 2002. - V. 22. -P. 761-768.
9. Doni Jayaseelan D., Amutha Rani D., Nishikawa T., Awaji H., Ohji T. Sintering and microstructure of mullite-Mo composites // J. European Ceramic society. - 2002. - V.22. - P. 1113-1117.
10. Lu X., He X.B., Zhang B., Zhang L., Qu X.H., Guo Z.X. Microstructure and mechanical properties of a spark plasma sintered Ti-45Al-8.5Nb-0.2W-0.2B-0.1Y alloy // Intermetallics. - 2009. - No. 17 -Р. 840-846.
Obrabotka metallov
N 4(61), October-December 2013, Pages 35-42
Influence of heat temperature on the structure and mechanical properties of the material fabricated by spark plasma sintering of the PN85U15 powder
1L.I. Shevtsova, 1I.A. Bataev, 2V.I. Mali, 2A.G. Anisimov, XD.V. Lazurenko, XT.S. Sameyshcheva.
Novosibirsk State Technical University, Prospect K. Marksa, 20 Novosibirsk, 630073, Russia
Lavrentyev Institute of Hydrodynamics Siberian Branch of Russian Academy of Sciences, Prospect Lavrentyev, 15 Novosibirsk, 630090, Russia
E-mail: [email protected]
Received 16 October 2013 Revised 14 November 2013 Accepted 16 November 2013
Abstract
The investigation of the structure and mechanical properties of the specimens fabricated by spark plasma sintering of the nH85ro15 powder at 1000, 1100 and 1150 oC are conducted. Density ratio of sintered materials ranges from
85 to 95 %. It is supposed that the temperature increase activates plastic deformation process which in such conditions proceeds according to the twinning mechanism. In order to increase density and decrease porosity of material it is rational to grind up the powder material and add nanoparticles to the powder mixture. Microhardness of the sintered materials ranges from 3950 to 4100 MPa. Sintering the powder mixture at 1100 oC leads to the formation of material with a maximum value of flexural strength equal to 890 MPa.
Keywords: intermetallics, nickel aluminide, spark plasma sintering, heat temperature.
References
1. Taub A. I., Fleischer R. L. Intermetallic Compounds for High-Temperature Structural Use. Science. 1989, Vol. 243, no. 4891, pp. 616 - 621.
2. Deevi S.C., Sikka V.K. Nickel and iron aluminides: an overview on properties, processing, and applications. Intermetallics. 1996, no. 4, pp. 357-375.
3. Toshio M., Toshiyuki H. Effects of unidirectional solidification conditions on the microstructure and tensile properties of Ni3Al. Intermetallics. 1995, no. 3, pp. 23-33.
4. Grinberg B.A., Ivanov M.A. Intermetallidy Ni3Al i TiAl: mikrostruktura, deformacionnoe povedenie [Intermetallic compounds Ni3Al and TiAl: microstructure, deformation behavior]. Yekaterinburg, Ural Branch of RAS Publ., 2002. 360 p.
5. Ovcharenko V.E., Perevalova O.B. Fizika i himija obrabotki materialov, 2007, no. 4, pp. 78-82.
6. Tokita M. Trends in Advanced SPS (Spark Plasma Sintering) Systems and Technology. Journal of the Society of Powder Technology, Japan. 1993, Vol. 30, no. 11, pp. 790-804.
7. Groza J.R., Zavaliangos A. Nanostructures bulk solids by field activated sintering. Reviews on advanced materials science. 2003, Vol. 5, no. 1, pp. 24-33.
8. Sivakumar R., Doni Jayaseelan D., Nishikawa T., Honda S., Awaji H. Mullite-molybdenum composites fabricated by pulse electric current sintering technique. Journal of the European Ceramic Society. 2002, Vol. 22, pp. 761-768.
9. Doni Jayaseelan D., Amutha Rani D., Nishikawa T., Awaji H., Ohji T. Sintering and microstructure of mullite-Mo composites. Journal of the European Ceramic Society. 2002, Vol. 22, pp. 1113-1117.
10. Lu X., He X.B., Zhang B., Zhang L., Qu X.H., Guo Z.X. Microstructure and mechanical properties of a spark plasma sintered Ti-45Al-8.5Nb-0.2W-0.2B-0.1Y alloy. Intermetallics. 2009, no. 17, pp. 840-846.
