CC BY
224
Гончаров Сергей Стефанович, канд. техн. наук, доц., gss160154@,yandex.ru, Россия, Тула, Тульский государственный университет
X-RAY INVESTIGATION OF KINETICS OF THE LOW-TEMPERATURE
MARTENSITE DISSOLVING ON QUENCHED MEDIUM-CARBON STEEL
A.A. Alekseev, S.N. Udin, S.S. Goncharov
X-ray investigation has been carried out of the martensite dissolving in (0,4 % C, 1 % Cr) steel. It is shown that in quenched steel during low temperature aging there is an occurred processes which lead to the departure of carbon atoms from the crystal lattice of martensite.
Key words: the martensitic transformation, aging, low-temperature martensite dissolving, kinetics of martensite dissolving, carbon content.
Alekseev Anton Anatolevich, postgraduate, ant. suv-tula@,mail. ru, Russia, Tula, Tula State University,
Udin Sergey Nikolaevich, postgraduate, Sergey- USN@mail. ru, Russia, Tula, Tula State University,
Goncharov Sergey Stefanovich, candidate of technical science, docent, gss160154@yandex. ru, Russia, Tula, Tula State University
УДК 621.762.2
ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ И ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ ПОРОШКА ИНТЕРМЕТАЛЛИДА Nb3Al, ПОЛУЧЕННОГО ГИДРИДНО-КАЛЬЦИЕВЫМ МЕТОДОМ
А.В. Касимцев, С.Н. Юдин, Г.В. Маркова, Т. А. Свиридова, А.В. Шуйцев
В современной промышленности возникает потребность в жаропрочных материалах с рабочей температурой до 1600 °C. Интерметаллид Nb3Al и сплавы на его основе как раз относятся к такому классу материалов. Однако из-за сильно различных физико-химических свойств ниобия и алюминия возникают трудности в получении ин-терметаллида с заданными свойствами. Гидридно-кальциевым методом получены экспериментальные партии порошков интерметаллида Nb3Al с содержанием основной фазы близкой к 100 %, изучены их физико-химические и технологические свойства.
Ключевые слова: гидридно-кальциевый метод, получение, состав, Nb3Al, порошок интерметаллида, свойства.
Интерметаллид Nb3Al относится к классу тугоплавких материалов с температурой плавления ~ 2060 °C. Этот сплав является интерметаллическим соединением, что определяет прямую зависимость его свойств от со-
става (фазового, химического). Любые отклонения от стехиометрического соотношения компонентов в материале на основе соединения приводят к появлению посторонних фаз, что ухудшает функциональные характеристики интерметаллида МЬ3А1. Поэтому способ производства данного интерметаллида и его сплавов оказывает существенное влияние на будущие свойства готового продукта.
Традиционным способом получения сплавов на основе ниобия является вакуумная дуговая плавка, имеющая существенный недостаток в виде ликвационных процессов при кристаллизации и, как следствие, фазовой и химической неоднородности в объёме слитка [1]. Для устранения этих недостатков разрабатываются методы порошковой металлургии, например, методы механического легирования [2, 3], которые, однако, пока не дали положительных результатов. В патенте [4] говорится о комбинированном способе получения данного соединения: получение МЬ3А1 (если нужно легированного) литьём, затем размол полученного слитка в порошок, заключительным этапом является получение готового компакта из порошков методами порошковой металлургии. Иной способ получения интерметаллида и сплавов на его основе представлен в патенте [5]. Он заключается в сборке пакета из чередующихся фольг ниобия и алюминия, и термообработку его под давлением в вакууме до образования слоев интерметаллического соединения МЬ3А1. Все эти способы отличаются сложностью и многоступенчатостью технологического процесса получения материала, однако не обеспечивают необходимой однородности по фазовому составу.
В данной работе рассматриваются результаты синтеза соединения МЬ3А1 металлотермическим (гидридно-кальциевым) методом, который хорошо себя зарекомендовал при получении гомогенных порошков некоторых интерметаллидов [6, 7].
В общем виде синтез интерметаллида МЬ3А1 гидридно-кальциевым методом можно представить в виде следующей реакции:
3№205 + А1203 + 18СаН2 ^ 2№3А1 + 18СаО + 18Н2|, (1) которая наиболее интенсивно протекает в интервале температур 1100 -1200 °С. Восстановитель (СаН2), как правило, добавляется с некоторым избытком. После охлаждения продуктов реакции (МЬ3А1 и СаО) для отделения оксида кальция от интерметаллида проводят гидрометаллургическую обработку, заключающуюся в обработке водой (гашение) и кислотной обработке (выщелачивание). В результате гашения происходит взаимодействия оксида кальция с водой с образованием Са(0Н)2, при этом выделяется большое количество тепла Q = 67 кДж/моль. При выщелачивании происходит взаимодействие Са(0Н)2 с соляной кислотой с образованием СаС1 и последующем его растворением в Н20.
Реакция (1) в общем виде отражает довольно сложные процессы, протекающие в ходе нагрева шихты и изотермической выдержки при
1200 °С [7]: диссоциация гидрида кальция, плавление кальция с образованием жидких растворов и эвтектик, восстановление оксидов, образование интерметаллических соединений, кристаллизация и т. д.
Основные стадии реакции (1) можно представить следующим образом:
1. стадия восстановления оксидов:
№205 (тв) + 5[Са] ^ 2№ (тв) + 5Са0 (тв);
А12О3 (тв) + 3[Са] ^ 2А1 (тв) + 3Са0 (тв).
2. стадия растворения восстановленных металлов в расплаве кальция:
№ (тв) ^ [ЩСа;
А1 (тв) ^ [А1]Са.
3. стадия синтеза интерметаллида:
3[ЩСа + [А1]Са ^ NЪзA1 (тв).
Стадия синтеза интерметаллида NЪ3A1 происходит в среде жидкого кальция, который образуется при разложении избыточного СаН2. Задачей данной работы явилось изучение структуры и свойств порошка №3А1, полученного гидридно-кальциевым методом восстановления оксидов ниобия и алюминия.
Материалы и методики
Гидридно-кальциевая технология получения интерметаллида №3А1 заключается в следующем. Шихту, состоящую из порошков оксидов №2О5, А1203 и СаН2 перемешивали и загружали в металлический контейнер 0 315 мм, который устанавливали в шахтную электрическую печь. В качестве компонентов шихты использовали №2О5 марки ТС ТУ 1763-01700545484-97, глинозем А1203 Г-1 ГОСТ 6912, гидрид кальция ТУ 14-176776. Расчёт шихты выполняли согласно уравнению (1).
Процесс восстановления вели для всех опытных партий при 1200 °С с изотермической выдержкой 8 часов. Удаление оксида кальция из продуктов реакции осуществляли в ходе обработки сначала водой, затем раствором соляной кислоты при рН 2-4. Полученные порошки сушили при 60 °С.
В результате протекания гидридно-кальциевого синтеза были получены 3 партии порошка №№1, 1А и 2. №1 - это первый синтезированный порошок, который получился двухфазным (№3А1 / №2А1 = 90 / 10). С целью получения однофазного порошка была скорректирована гидридно-кальциевая технология (изменена шихтовка исходного сырья). В результате этого получили однофазный порошок №3А1 (№1А). Порошок №2 по технологии получения соответствует порошку №1, но легированный 81.
Рентгенофазовый анализ (РФА) проводили на дифрактометре ДРОН-3 с Си^а излучением и длиной волны 1,54178 А. Съёмку проводили в интервале 20 = 10...110° с шагом 0,1°. Относительная ошибка определения периодов решётки (Да/а, Ас/с) составила 0,0015.
Для определения химического состава сплавов Nb-Al использовали спектральный атомно-эмиссионный метод с индуктивно-связанной плазмой с применением спектрометра «Optima 4200DV». Газовый анализ проводился на оборудовании фирмы "Leco" TC-600 для определения азота и кислорода, CS-400 для определения серы и углерода и RHEN-602 для анализа водорода по стандартным методикам.
Электронно-микроскопические исследования проводили на СЭМ Hitachi S-3400 с приставкой для элементного анализа.
Определение технологических свойств таких, как насыпная плотность, плотность после утряски и текучесть проводили в полном соответствии с ГОСТ [8 - 10]. Средний размер порошинок определяли методом случайных секущих в соответствии с [11] в 105 полях зрения при увеличении 1000.
Результаты и их обсуждение.
Согласно диаграмме состояния Nb-Al (рис. 1) [12, 13] Nb3Al является интерметаллидом переменного состава с областью гомогенности по алюминию при температуре гидридно-кальциевой реакции (1200 °C) 6,1 -7,6 % масс.
10 20 30 40 50 60 80 100
2600 1 г -4 -1—ч-\-V— 1 ! 1 1 1
2469°С
2400
\ * s 2060°С ± 10
2200 V 22 1940°С± 10 L
2000 ~2l.i Л 25 3 {-36
(Nb) /
1800 / Ч 1680°С ± 5
1600 / \42 \ ...--Т-" Nb,Al> -55 /
/ 1590°С±5 \
1400 I <1 \
1200 Z / 5
/
1000 / Z
660.452
800 \
661.4°С ± 0.5 N
600 1 i i 1 1 1 1 | I
0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 Nb А1. ат. % А1
Рис. 1. Диаграмма состояния МЬ-А1
В табл. 1 представлены основные физико-химические параметры, определяющие качество порошка интерметаллида МЬ3А1, полученного гидридно-кальциевым методом: химический, фазовый составы содержание газообразующих примесей.
Таблица 1
Химический, фазовый составы и содержание газообразующих примесей в порошках МЬзЛ1, полученных гидридно-кальциевым методом
№ образца Массовая доля, %
Основные элементы Примеси
№ А1 81 Са Газообразующие
С 0 N Н 8
1 Основа 7,4 - 0,2 0,062 0,35 0,033 0,34 0,0011
1А Основа 6,45 - 0,1 0,067 0,26 0,028 0,38 0,0008
2 Основа 6,93 1,4 0,1 0,092 0,15 0,04 0,28 0,0012
Фазовый состав, % масс. (период, нм)
1 №3А1-1 - 50 (а = 0,5210 нм); №3А1-П - 40 (а = 0,5256 нм) №2А1 - 10
1А №3А1-1 - 40 (а = 0,5238 нм); №3А1-П - 60 (а = 0,5312 нм)
2 №3А1-1 - 40 (а = 0,5207 нм); №3А1-П - 48 (а = 0,5368 нм) №2А1 - 7; №5813 - 5
Сравнивая результаты химического анализа по ниобию и алюминию с концентрационной областью существования интерметаллида №3А1 (рис. 1) при 1200 °С видно, что все порошки попали в эту область.
В связи со спецификой гидридно-кальцивой технологии в порошки, получаемые данным методом, может попадать технологическая примесь -кальций. По содержанию примесного кальция контролируется соблюдение технологических режимов гидридно-кальциевого синтеза.
Важной задачей при производстве порошковых материалов является контроль газообразующих примесей, особенно 0, N Н и С как наиболее опасных. Концентрация газообразующих примесей в полученных порошках находится приблизительно на таком же уровне, что и для других инте-металлидов, например, Т1№, Т1А1, №3А1, МА1 и /г3А12 также полученных гидридно-кальциевом методом [6]. На наш взгляд синтезируемы порошки имеют довольно большое содержание кислорода и водорода. Снижение газообразующих примесей возможно при разработке технологии синтеза порошков №3А1 гидридно-кальциевым методом.
Рентгенофазовый анализ дополнил результаты химического анализа по ниобию и алюминию (табл. 1). Порошки №№1 и 2 в своей структуре имеют небольшое количество фазы №2А1, что говорит о том, что предельная граница существования №3А1 при комнатной температуре несколько меньше 6,93 % масс А1 (порошок №2). Содержание алюминия на уровне 6,45 % масс. обеспечило формирование ~ 100 % фазы №3А1 в результате протекания гидридно-кальциевой реакции восстановления №205 и А1203. Легирование интерметаллида №3А1 партии №2 1,4 % масс. кремния, спо-
собствовало появлению фазы МЬ5813.
В целом порошки №№1 и 2 имеют основного компонента - МЬ3А1 ~ 90 %, а порошок №1А полностью соответствует интерметаллиду МЬ3А1. Однако во всех трёх партиях порошка РФА показал, что фаза МЬ3А1 представлена в двух модификациях (I и II), имеющие существенные, отличия в параметрах решётки. На рис. 2 показаны рентгенограммы порошков №№1 и 1А. Порошок партии 2 по форме имеет рентгенограмму аналогичную партии 1 за исключением наличия линии МЪ5813.
20 30 40 50 60 70 80 90
а
№зА1-П
т-
ЫЪ3А1-1
б
Рис. 2. Рентгенограмма порошка №Л1 партии: 1 - а) и 1А - б)
Помимо химических свойств порошка (химический и фазовый составы) необходимо определить и его физические свойства (форма частиц, размер частиц). На рис. 3 представлены СЭМ фотографии порошков МЬ3А1 №№1, 1А и 2, полученных гидридно-кальциевым методом. Анализируя СЭМ фотографии можно видеть, что синтезированные порошки состоят из
двух наборов форм частиц: основная часть - равноосные мелкие частички и крупные спекшиеся агломераты, имеющие губчатую форму. В целом форма частичек порошка довольно типична для порошков, полученных гидридно-кальциевым методом [6].
х1000 х3000
Рис. 3. Морфология частиц порошков по данным СЭМ для образцов 1, 1А и 2 при увеличениях х1000 и х3000
Методом случайных секущих [11] в 105 полях зрения определили усреднённый (для всего набора форм частичек порошка) размер порошинок, который составил ~ 2,5 мкм для всех трёх партий.
Описанные свойства полученных порошков были бы не полными без знания их технологических параметров: насыпная плотность, плотность после утряски и текучесть. В табл. 2 представлены определённые в данной работе физические и технологические свойства гидридно-кальциевых порошков №3Л1 №№1, 1А и 2.
Величины насыпной плотности и плотности после утряски для порошков №№1А и 2 практически равны друг другу, тогда как порошок №1 имеет некоторое отличие в этих параметрах от двух предыдущих порошков. Возможно, это связано с наличием в порошке №1 большего, по сравнению с порошками №№1А и 2, количества крупных губчатых агломера-
145
тов (см. рис. 3), которые занимая определённый объём, препятствуют более компактному заполнению пустот мелкой фракцией пороша. Порошки всех трёх партий не текут, что связано с их мелкодисперсным состоянием.
Таблица 2
Физические и технологические свойства порошка МЬЛ1
№ партии Форма частиц Средний размер частиц, мкм Насыпная плотность, г/см3 Плотность после утряски, г/см3 Текучесть, с (50 г, 2,5 мм)
1 Равноосная у отдельных частиц и губчатая у агломерата порошинок 2,5 1,59 2,11 не течёт
1А То же 2,4 2,04 2,57 не течёт
2 То же 2,5 2,00 2,61 не течёт
Знание данных технологических и физических свойствам гидридно-кальциевых порошков МЬ3А1 (табл. 2) позволит разработать оптимальную методику компактирования данных порошков. Например, данные табл. 2 позволят определить нужную навеску порошка для получения изделия заданного объёма или отсутствие текучести порошков говорит о том, что затруднено их использование в аппаратах и механизмах автоматической подачи порошка таких, как питатели и т. п., что предполагает их ручную загрузку в капсулы при компактировании, например, экструзией или горячим изостатическим прессованием.
Наиболее интересным результатом данной работы является тот факт, что в процессе гидридно-кальциевого получения порошков МЬ3А1 (синтез порошка + гидрометаллургическая обработка) эта фаза разделяется на две, с разными периодами решётки. В тоже время нами было проведено РФА продуктов реакции (спёка) порошка партии №1А до гидрометаллургической обработки (рис. 4), которое показало, что спек содержит кроме Са(ОН)2, СаО, одну фазу МЬ3А1 с табличным периодом решётки равным 0,519 нм [13]. То есть до гидрометаллургической обработки не наблюдается расслоение фазы МЬ3А1 на две. Соответственно вытекает закономерный вывод, что протекание какого-то процесса во время гидрометаллургической обработки полученных спёков способствует разделению фазы МЬ3А1 на две с разными периодами решётки.
Соотнося данные по содержанию газообразующих примесей (О и Н) с фазовым составом соответствующих порошков (см. табл. 1) можно выдвинуть одну гипотезу, которая, по нашему мнению, может объяснить
это явление. Спёк, получаемый гидридно-кальциевым методом всегда содержит небольшие количество избыточного металлического кальция. Количество металлического кальция в некоторых случаях, меньше предела чувствительности РФА. В процессе гашения металлический кальций взаимодействует с водой с выделением газообразного водорода. В свою очередь ниобий, являясь переходным металлом, активно растворяет в себе водород [14], что очевидно можно ожидать и от соединения МЬ3Л1, где ниобия содержится ~ 94 % масс. В результате чего в тех местах, где присутствует металлический кальций, происходит наводораживание близлежащих порошинок МЬ3Л1, что фиксируется газовым анализом высоким содержанием водорода в полученных порошках (см. табл. 1).
Са(ОН)2
1 -1—1—I-"--- СаО
1 1 Ш>3А1
1 '1 ■ 1 ■ ■ 1
20 30 40 60 50 70 вО 90
Рис. 4. Рентгенограмма продуктов реакции, получаемых в результате протекания реакции 1, образец 1А
В работе [15] показано, что соединение МЬ3Л1 относится к семейству тетраэдрически плотноупакованных фаз, называемых еще фазами Франка-Каспера. Эти соединения замечательны тем, что плотное заполнение пространства в них достигается заполнением слегка искаженными тетраэдрами. Применительно к способности растворять атомы кислорода или металлоидов это означает, что в кристаллической решетке имеются только тетрапоры (тетраэдрические пустоты), которые, как правило, имеют значительно меньший размерный фактор (отношение радиусов атомов ЯМе/Ях, где ЯМе - радиус образующего пору атома металла, а - радиус занимающего пору атома растворенного элемента), чем октапоры. В эти тетра-поры можно вписать атомы с радиусом г = 0,40 А, что меньше атомного радиуса водорода г = 0,53 А. Это может объяснять увеличенное значение
периодов решётки интерметаллида Nb3Al, фиксируемое РФА, по сравнению с табличным значением.
Выводы:
1. Полученные экспериментальные данные доказывают практическую реализуемость гидридно-кальциевого метода при получении порошка Nb3Al. Результаты кратко представлены ниже:
2. Гидридно-кальциевый метод восстановления оксидов ниобия и алюминия обеспечил получения порошков с содержанием основной фазы (Nb3Al) от 90 до 100 %, в отличие от, например, методов традиционной металлургии, где в силу определённых причин (например, ликвация) это затруднено.
3. Во всех трёх синтезированных партиях порошка фаза Nb3Al имеет разделение на две с разными периодами решётки. Одна фаза Nb3Al имеет период решётки близкий к табличному значению, другая несколько увеличенный период решётки. На наш взгляд это связано с локальным наво-дораживанием части порошка в ходе гидрометаллургической обработки.
4. Количественное содержание газообразующих примесей в порошках Nb3Al довольно типично для экспериментальных партий порошков других интерметаллидов, получаемых гидридно-кальциевым методом.
5. Впервые были определены некоторые технологические и физические свойства порошка и его морфология.
Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (проект №13-03-12117 офи м).
Список литературы
1. Ниобий и тантал / А.Н. Зеликман [и др.]. М.: Металлургия, 1990.
296 с.
2. Патент РФ 2464336. МПК C22C27/02, B22F3/11. Жаропрочный дисперсно-упрочненный сплав на основе ниобия и способы его получения / Карпов М.И., Коржов В.П., Прохоров Д.В.
3. Hye-Sung Kim, Dongwha Kum, Shuji Hanada Structural evolution during mechanical alloying and annealing of a Nb-25 at. % Al alloy // Jrornal of materials science. 2000. Vol. 35, P. 235 - 239.
4. Патент РФ 2257422. МПК C22C27/02. Интерметаллидный сплав на основе ниобия / Тимофеев А.Н., Логачева А.И., Логунов А.В., Воробьева С.А., Логачев А.В., Разумовский И.М.
5. Патент РФ 2469119. МПК C22C27/02, B32B15/01. Жаропрочный материал на основе ниобия и способы его получения / Коржов В.П., Карпов М.И., Прохоров Д.В.
6. Касимцев А.В., Свиридова Т.А. Особенности кристаллического строения интерметаллидов, полученных гидридно-кальциевым методом //
Металлы. 2012. №3. С. 93-104.
7. Касимцев А.В., Левинский Ю.В. Гидридно-кальциевые порошки металлов, интерметаллидов, тугоплавких соединений и композиционных материалов. М.: Изд-во МИТХТ, 2012. 248 с.
8. ГОСТ 19440 - 94. Порошки металлические. Определение насыпной плотности. Взамен ГОСТ 19440 - 74; Введ. с 01.01.97. М.: Изд-во стандартов, 1996. 15 с.
9. ГОСТ 25279 - 93. Порошки металлические. Определение плотности после утряски. Взамен ГОСТ 25279 - 82; Введ. с 01.01.97. М.: Изд-во стандартов, 1996. 10 с.
10. ГОСТ 20899 - 98. Порошки металлические. Определение текучести с помощью калиброванной ворошки (прибор Холла). Взамен ГОСТ 20899 - 75; Введ. с 01.07.2001. М.: Изд-во стандартов, 2001. 9 с.
11. ГОСТ 5639 - 82. Стали и сплавы. Метод выявления и определения величины зерна. Взамен ГОСТ 5639 - 65; Введ. с 10.10.83. М.: Изд-во стандартов, 1994. 45 с.
12. Метод механохимического синтеза для создания нанокристал-лических Nb-Al сплавов / В.К. Портной [и др.] // Физика металлов и металловедение. 2004. Т. 97. № 2. С. 79 - 84.
13. Диаграммы состояния двойных металлических систем: справочник / Лякишев Н.П. [и др.]. М.: Машиностроение, 1996. Т. 1. 992 с.
14. Колачёв Б.А., Шалин Р.Е., Ильин А.А. Сплавы-накопители водорода: справочное издание. М.: Металлургия, 1995. 384 с.
15. Пирсон У. Кристаллохимия и физика металлов и сплавов. М.: Мир. Т. 1-2, 1977. 420 с.
Касимцев Анатолий Владимирович, д-р техн. наук, проф., metsintez@,tula.net, Тула, Россия, Тульский государственный университет, директор ООО ««Метсинтез»,
Юдин Сергей Николаевич, асп., [email protected], Россия, Тула, Тульский государственный университет,
Маркова Галина Викторовна, д-р техн. наук, проф., зав. каф., galv. markaramhler. ru, Россия, Тула, Тульский государственный университет,
Свиридова Татьяна Александровна, канд. физ.- мат. наук, старший науч. сотрудник, [email protected], Россия, Москва. МИСиС,
Шуйцев Александр Владимирович, асп., alex. [email protected], Россия, Тула, Тульский государственный университет
PHYSICAL-CHEMICAL AND TECHNOLOGICAL CHARACTERISTICS OF THE POWDER INTERMETALLICS NB3AL, OBTAINED BY THE HYDRIDE CALCIUM METHOD
A. V. Kasimtcev, S.N. Yudin, G. V. Markova, T.A. Sviridova, A. V. Shuytsev
There is a need of heat resistant materials with a working temperature up to 1600 C in modern industry. Nb3Al intermetallic and based on it alloys just refer to this class of materials. However, there are difficulties in obtaining the intermetallic with the desired properties caused by a such various physical-chemical properties of niobium and aluminum. The experimental batch of the intermetallic powders Nb^Al with contains the main phase is close to 100 % has been obtained. Their physical-chemical and technological properties has been studied.
Key words: calcium-hydride method, obtaining, composition, Nb3Al, powder of in-termetallic, properties.
Kasimtcev Anatoli Vladimirovich, D. Sc (Tech.), professor, metsintezatula. net, Russia, Tula, Tula State University, Ltd. «Metsintez»,
Yudin Sergei Nikolaevich, postgraduate, Sergey- USN@mail. ru, Russia, Tula, Tula State University,
Markova Galina Victorovna, doctor of technical science, professor, head of the, galv. markarambler. ru, Russia, Tula, Tula State University,
Sviridova Tatiana Alexandrovna, candidate fizikomatematicheskih sciences, [email protected], Russia, Moscow, MISIS,
Shuytsev Alexander Vladimirovich, postgraduate, alex. [email protected], Russia, Tula, Tula State University
