CC BY
20ВВЕДЕНИЕ В РАСПЛАВ БОРСОДЕРЖАЩИХ СВС-ЛИГАТУР И ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ НА СВОЙСТВА ПОЛУЧАЕМЫХ АЛЮМИНИЕВО-МАТРИЧНЫХ
КОМПОЗИТОВ
Санин1 В.В. молодой ученый, Филонов1 М.Р., Аникин1Ю.А., Икорников2Д.М., Юхвид2 В.И.
1- Национальный исследовательский технологический университет «МИСиС», Москва, [email protected] 2- Институт структурной макрокинетики и проблем материаловедения
РАН, Черноголовка
DOI: 10.24411/9999-004A-2019-10027
Проблема получения высокопрочных, износостойких, термически стабильных материалов является одной из важнейших задач современной металлургии и материаловедения. Повышенный интерес к алюмоматричным композитам (АМК) связан с уникальными свойствами, такими, как малый удельный вес, высокая удельная прочность, высокая удельная жесткость, высокий модуль упругости, низкий коэффициент теплового расширения, а также хорошая износостойкость. Такие характеристики делают АМК перспективными и важными материалами, находящими применение во многих отраслях промышленности [1]. Особый практический интерес представляет получение материалов на основе А1, легированных бором и тяжёлыми металлами (Щ, Мо) [1,2]. Такие системы легирования могут обладать востребованным комплексом характеристик включающие конструкционные характеристики материалов на основе А1 и радиационными защитными характеристиками, востребованными при создании ядерных установок малой мощности для космического назначения и изготовления радиационной защиты радиоэлектронной аппаратуры аэрокосмического и наземного назначения с контролируемыми массогабаритными характеристиками.
Основной проблемой при производстве композиционных материалов является обеспечение эффективного взаимодействия матрицы и упрочняющей фазы. В частности, непосредственное введение тугоплавких частиц (особенно наноразмерных) в расплав алюминия практически невозможно вследствие их склонности к агломерации и флотации из-за плохой смачиваемости жидким металлом. Решить данную проблему возможно используя предварительно подготовленные лигатуры. Важное значение имеет способ синтеза лигатуры, обеспечивающий оптимальное содержание и фазовый состав частиц упрочняющей фазы.
Для получения лигатур с контролируемым фазовым составом в данной
85
работе был выбран самораспространяющийся высокотемпературный синтез (СВС). Технология СВС позволяет получать неорганические соединения различных классов (карбиды, бориды, нитриды, гидриды, силициды, оксиды, интерметаллиды и фосфиды), как в виде индивидуальных соединений, так и более сложных по составу [3]. Применительно к легким сплавам, СВС-лигатуры, состоящие из отдельных кристаллитов целевой тугоплавкой фазы, имеют очевидную перспективу. Возможность получать частицы тугоплавких соединений, разделенных тонким слоем матричного сплава, плавящегося в процессе введение лигатуры в расплав, принципиально исключает их агломерацию.
Синтез литых модифицирующих лигатур (с контролируемым уровнем легирования и составом компонентов) был проведен в режиме фронтального горения исходных составов с участием различных активных компонентов, вводимых непосредственно в исходные экзотермические составы. Горение таких составов позволяет реализовать температуры достаточные для получения расплавов продуктов горения, и как следствие - получение литых продуктов синтеза в виде слитков.
В качестве модельных объектов исследования были выбраны три борсодержащие системы лигатур:
(1)- Со-В-А1, (2)- М-В-А1, (3)- 1№-В-Л1,
Анализ макроструктуры полученных СВС-слитков, для всех трех систем, выявил, что плотные бездефектные слитки формируются при значениях перегрузки выше 30-40g (в зависимости от системы). Слитки, синтезированные при малых значениях перегрузки (ниже 30g) имели газовые (Рисунок 1) и неметаллические (оксид алюминия) включения, поэтому далее были синтезированы слитки при значениях перегрузки ± 50§.
Рис.1. Внешний вид литых образцов лигатуры '^В-А1 при различных
значениях перегрузки
Исследования микроструктуры СВС слитков синтезированных образцов
также подтвердило наличие всех целевых элементов. На рисунке 2 на примере системы W-B-Al видно, что структура целевого сплавы достаточно плотная и не имеет газовых поровых включений, что имеет важное значение для последующего сплавления лигатуры и расплава А1 в условиях ВИ-плавления. Морфология частиц боридной фазы W2B5 имеет ярко выраженную ограненную структуру, характерную для большинства боридных материалов.
Рис. 2. Результаты микроанализа (а) и микрофотографии (б) скол синтезированной лигатуры из сплава СВС для системы W-B-A1
Исследования по введению синтезированных модификаторов (СВС-лигатур) в расплав алюминия проводились в вакуумной печи Leybold-Heraeus с возможностью управлять температурно-временными параметрами сплавления. Плавка чистого алюминия (марка А99) происходила в вакууме по программе быстрый нагрев до 700 °С, далее выдержка 5 мин. (на 3 минуте напуск Аг до значения 0.02 MPa), далее заданную порцию легирующего состава (СВС-лигатуры) вводили через дозатор в полученный расплав.
Результаты микроанализа и микрофотографии карт распределения элементов после сплавления для всех трех исследуемых систем представлена на рисунке 3.
Анализ данных представленных на рисунке 3-а показал, что здесь наблюдается зонная локализация N1 c повышенной концентрацией. Зонные выделения имеют сетчатую структуру и относительно равномерное распределение зон по всему объему сплава. В отличие от М, бор равномерно распределен по объему вне зависимости от зонной концентрации никеля.
A1+(A1-Ni-B) )
A1+(A1-Co-B)
A1+(A1-W-B)
(а)
(Ъ)
(c)
Рис. 3. Результаты микроанализа, выплавленного АМК: (а) - A1-Ni-B; (Ъ) - A1-
Со-В; (с) - A1-W-B
Из рисунка 3-б видно, что в системе легирования А1-Со-В после сплавления наблюдается равномерное распределение всех целевых элементов и не наблюдается зонной локализации бора и кобальта. Анализ данных микроструктуры третьей исследуемой системы (Рисунок 3-в) показал, что и вольфрам, и бор также имеет достаточно равномерное распределение по объему сплава.
Из отлитых стержневых заготовок АМК, модифицированных борсодержащими легирующими составами, были изготовлены образцы для проведения механических испытаний. Результаты испытаний сплавов представлены в таблице 1.
Таблица 1. Результаты механических испытаний.
Образец Предел текучести, (0,2 %) (МРа) Макс. нагрузка, (И*) Предел прочност, (МРа) Отностит. удлинение, % Энергия удара, Дж Сила удара, кси, Дж/см2 Твердость, НУ
A1-Co-B 64,90 2,51 127,75 16,67 20,92 16,67 38,0
A1-Ni-B 45,76 1,93 98,19 33,33 74,70 33,33 42,0
A1-W-B 52,51 - 97,47 28,91 - 46 -
Экспериментальные данные, полученные для исследуемых трех систем, в ходе выполнения исследований за отчетный период являются первым положительным опытом получения модифицированных сплавов А1 посредством последовательного совмещения метода СВС (синтез литых борсодержащих лигатур) и последующего введения синтезированных легирующих составов непосредственно в процессе ВИП.
Список литературы:
1. L. Klein, B. von Bartenwerffer, M.S. Killian, P. Schmuki, S. Virtanen / The effect of grain boundaries on high temperature oxidation of new уЛ -strengthened Co-Al-W-B superalloys / J. Corrosion Science / 2014, №9. P. 29-33;
2. H. Ahmoum, M. Boughrara, M. Kerouad / Electronic and magnetic properties of Al doped (w - BN) with intrinsic vacancy / J. Superlattices andMicrostructures / 2019, №1. P. 186-190;
3. V.N. Sanin, D.M. Ikornikov, V.I. Yukhvid, E.A. Levashov / Centrifugal SHS metallurgy of cast alloys based on nickel aluminide, high boron alloy / J. "Tsvetnye Metally". 2014, №11. P. 83-88;
Исследование выполнено при финансовой поддержке РФФИ в рамках научного проекта № 18-38-00932.
