Искровое плазменное спекание прекурсора на основе элементных Fe, Co, Al

ПРИКЛАДНАЯ ХИМИЯ И ХИМИЧЕСКАЯ ТЕХНОЛОГИЯ

УДК 54-19

М. Е. Колпаков, А. Ф. Дресвянников, В. Н. Доронин

ИСКРОВОЕ ПЛАЗМЕННОЕ СПЕКАНИЕ ПРЕКУРСОРА НА ОСНОВЕ ЭЛЕМЕНТНЫХ Fe, Co, Al

Ключевые слова: прекурсор, интерметаллиды, железо, кобальт, алюминий, искровое плазменное спекание.

Методом искрового плазменного спекания дисперсного прекурсора, содержащего элементные железо, кобальт и алюминий, получен компактный образец, имеющий высокую твердость. Показано, что высокие механические характеристики компактных образцов обусловлены формированием интерметаллидов в процессе спекания.

Keywords: precursor, intermetallic, iron, cobalt, aluminium, spark plasma sintering.

A compact sample with a high hardness obtained by spark plasma sintering of dispersed precursors containing elemental iron, cobalt and aluminum. The high mechanical properties of compact samples is due to formation of intermetallics.

Интерметаллиды признаны лучшими материалами для работы за пределами рабочих температур обычных материалов из-за их большего сопротивления высокотемпературному окислению и коррозии [1].

Интерметаллиды FeAl и FesAl являются перспективными материалами для ряда промышленных приложений [2], в связи с такими их свойствами, как высокая удельная прочность (отношение прочность/плотность), высокая удельная жесткость (отношение жесткость/плотность), хорошая износостойкость и большая высокотемпературная коррозионная стойкость в окислительной атмосфере [3]. Кроме того, железо и алюминий относительно недороги, а интерметаллический сплав FeAl легче, чем сталь или сплавы на основе никеля [4]. Таким образом, FeAl и FesAl являются альтернативными материалами для замены нержавеющей стали и сплавов на основе никеля в приложениях, способных противостоять высокотемпературному окислению, таких как нагревательные элементы, арматура печей, газовые турбины [5].

Однако, промышленное применение интерметаллидов, ограничено из-за относительно низкой пластичности при комнатной температуре вследствии слабой связи зерен материала

[6]. Одним из подходов к решению данной проблемы может являться введение в матрицу некоторых легирующих элементов (например, Co). Это может быть осуществлено в процессе получения дисперсных прекурсоров интерметаллических систем из водных растворов электрохимическими или химическими методами. Компактирование этих объектов может быть выполнено с помощью искрового плазменного спекания (SPS).

Искровое плазменное спекание основано на технологии высокоскоростного прессования-спекания порошковых материалов. Суть процесса заключается в сочетании прессования с интенсивным электрическим разрядом, «время жизни» которого составляет несколько миллисекунд. Основным преимуществом процесса по сравнению с другими методами является возможность получения компактного материала за очень короткое время

[7].

В данном исследовании образцы, содержащие одновременно элементные a-Fe, Co и Al, в виде поликристаллической системы получали электрохимическим способом и после промывки и высушивания проводили искровое плазменное спекание. Исследование и

описание закономерностей формирования дисперсных прекурсоров системы Ре-Оо-Д! было проведено ранее [8].

Следует отметить, что частицы порошкового прекурсора системы Ре-Оо-Д!, синтезированного электрохимическим методом, представляют собой сетчатую структуру, имеющую контуры микрочастицы металлического порошка (рис.1). Данная структура обладает высокой пористостью и относительно малым удельным весом и может быть легко деформируема при относительно малом механическом воздействии. Содержание некоторого количества водорода, захваченного металлом в процессе электрохимического синтеза, способствует сохранению поверхности металлических фаз в неокисленном состоянии. При БРБ спекании дисперсных образцов протекает ряд физических процессов.

Рис. 1 - Микрофотография поверхности прекурсора Ре-Оо-Д!

Согласно концепции формирования микроискровой плазмы, основанной на явлении электрической высокоэнергетической импульсной искры, на короткий период генерирующей плазму при высоких локализованных температурах (до 10000°С), обработка материалов (давление, температура и время выдержки) завершается в течение короткого периода - 5-30 минут. Относительно низкие температуры в сочетании с быстрым временем обработки обеспечивают жесткое регулирование роста зерен и изменением микроструктуры.

На рис.2 продемонстрированы пути прохождения тока через частицы порошка внутри пуансона в процессе искрового плазменного спекания. Высокая температура искровой плазмы активизирует спекание, устраняя адсорбированные газы и примеси, существующие на поверхности частиц порошка. Действие электрического поля приводит к высокой скорости диффузии из-за высокой скорости миграции ионов. Массоперенос вещества в образце происходит за счет испарения, кристаллизации, объемной и поверхностной диффузии.

Фазовый состав и тонкую структуру образцов, сформированных с помощью ЭРЭ-процесса определяли методом рентгеновской дифрактометрии. Характерная дифрактограмма приведена на рис.3.

Рис. 2 - Иллюстрация маршрута тока через частицы порошка в процессе искрового

плазменного спекания

2©, град.

Рис. 3 - Дифрактограмма компактного образца

Согласно данным рентгенофазового анализа (табл.1), спеченный образец содержит интерметаллические фазы РеД! и РезД!, которые образуются при твердофазной высокотемпературной консолидации порошкового прекурсора, состоящего из вышеуказанных элементных металлов.

Исследование механических свойств показало, что полученный образец при плотности 6,46 г/см3 обладает микротвердостью 740±15 НУ (рис.4), обусловленной большим содержанием интерметаллической фазы в образце (>85%). Присутствие интерметаллических фаз РеД! и РезД! обусловливает появление микронапряжений в компактном образце. Остальные фазы представлены кобальтом с гексагональной и кубической кристаллической решеткой и у-железом. Эти фазы обеспечивают некоторую пластичность полученному компактному образцу.

Таблица І - Результаты рентгеновского структурно-фазового анализа компактного образца

Фазовый состав Содержание фаз, % атом. Плоскость (hkl) Параметр кристаллической решетки, нм Размер ОКР, нм Микро- напряжение

FeAI 85,72 100 0,289 36,35 3,0-10-3

Fe3AI 2,13 100 0,582 95,11 1,9-10-2

e F - 2,22 111 0,207 50,00 8,0-10'4

Co-(hex) 9,93 100 0,217 14,17 7,6-10-4

Рис. 4 - Микрофотография поверхности компактного образца при измерении

микротвердости

Экспериментальная часть

Синтез прекурсора основан на электрохимическом процессе восстановления ионов железа(Ш) и кобальта(П) на суспензионном алюминиевом электроде [8].

Спеченный образец был получен с помощью системы искрового плазменного спекания (SPS) Модель 10-3, производства Thermal Technology LLC (США) в графитовой пресс-форме при следующих условиях: давление прессования - 60 МПа; нагрев до температуры - 1200°С со скоростью 50°/мин.; время выдержки под давлением при максимальной температуре - 30 мин; вакуум в процессе нагрева и выдержки - 3-0,8-10" мм.рт.ст.

Фазовый состав полученных образцов анализировали с помощью рентгеновского дифрактометра ДРОН-7. С целью уменьшения фона от рассеяния первичного пучка рентгеновских лучей на воздухе, использовалось длинноволновое излучение CuKa с Р-фильтром. Режим записи дифрактограмм был следующий: напряжение 40 кВ и ток 20 мА, диапазон углов записи 2d составлял от 20 до 85 градусов.

Дифрактограммы обрабатывали с помощью многофункционального программного продукта MAUD 1.85. В качестве эталона для сравнения профилей линий (для определения

размеров областей когерентного рассеяния и микронапряжений) использовали никелевую фольгу.

Микроскопические исследование образцов производились на сканирующем электронном микроскопе EVEX Mini-SEM SX-3000 (США).

Измерение микротвердости производили в 35 точках, распределенных по всей поверхности образца, с помощью микротвердомера HMV-2T (SHIMADZU, Япония) с индентором Виккерса при усилии 500 г.

Работа проводилась в рамках выполнения госконтракта №02.740.11.0130 «Проведение научных исследований коллективами научно-образовательных центров в области создания и обработки композиционных керамических материалов для машино-, авиастроения, химической промышленности и стройиндустрии», и частично по госконтракту №16.740.11.0207 «Получение и модификация наночастиц металлов и оксидов металлов электрохимическими и электрофизическими методами».

Литература

1. Deevi, S.C. Nickel and iron aluminides: an overview on properties, processing, and applications / S.C. Deevi, V.K. Sikka // Intermetallics, 1996. - V.4, №5. - P.357-375.

2. Koch, C.C. Intermetallic Matrix Composites Prepared by Mechanical Alloying / C.C. Koch // Mater. Sci. Eng. A, 1998. - V.244, №1. - P.39-48.

3. Natesan, K. Corrosion Performance of Iron Aluminides in Mixed-Oxidant Environments / K. Natesan // Mater. Sci. Eng. A, 1998. - V.258, №1-2. - P.126-134.

4. Krasnowski, M. Nanocrystalline FeAl Intermetallic Produced by Mechanical Alloying Followed by Hot-pressing Consolidation / M. Krasnowski, T. Kulik // Intermetallics, 2007. - V.15, №2. - P.201-205.

5. Totemeier, C. Microstructure and Stresses in HVOF Sprayed Iron Aluminide Coatings / C. Totemeier, R.N. Wright, W.D. Swank // J. Therm. Spray Technol., 2002. - V.11, №3. - P.400-408.

6. Stoloff, N.S. Environmental Embrittlement of Iron Aluminides / N.S. Stoloff, C.T. Liu // Intermetalics, 1994. - V.2, №2. - P.75-87.

7. Tokita, M. Trends in advanced SPS systems and FGM technology / M. Tokita // J. Soc. Powder Technol, 1993. - V.30, №11. - P.790-804.

8. Колпаков, М.Е. Образование металлических осадков на суспензионном алюминиевом электроде в водных растворах железа(Ш) и кобальта(П) /М.Е. Колпаков, А.Ф. Дресвянников // Вестник Казан. технол. ун-та. - 2011. - Т. 14, №11. - С.173-178.

© М. Е. Колпаков - канд. хим. наук, доц. каф. аналитической химии, сертификации и менеджмента качества КНИТУ, mikon78@mail.ru; А. Ф. Дресвянников - д-р хим. наук, проф. той же кафедры, alfedr@kstu.ru; В. Н. Доронин - вед. инженер Центра коллективного пользования «Нанотехнологии и наноматериалы» КНИТУ.