СТРУКТУРА И СВОЙСТВА НЕПРЕРЫВНЫХ ПОЛИКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ВОЛОКОН α-AL 2O 3

3. Махсидов В.В., Самохвалов С.В., Колобнев Н.И., Попов В.И., Савенок М.Г. Влияние деформации после закалки и режимов старения на склонность к межкристал-литной коррозии сплавов системы Al-Mg-Si-Cu /Сб. науч. трудов Международной науч.-технич. конф. «Современные проблемы металловедения сплавов цветных металлов». М.: МИСиС. 2009. 462 с.

4. Dif R., Bes B., Ehrstrom J.C., Sigli C., Warner T.J., Lassince Ph., Ribes H. Understanding and modelling the mechanical and corrosion properties of 6056 for aerospace applications /Proceedings of 7-th International Conference on Aluminium Alloys (Virginia USA). Trans Tech Publications Ltd. 2000. V. 1. P. 1613-1618.

5. Структура и механические свойства металлов и сплавов. Свердловск: Наука. 1975. С. 77-89.

6. Бернштейн М.Л. Термомеханическая обработка металлов и сплавов. Т. 1. М.: Металлургия. 1968. С.329-343.

7. Guillaumin V., Mankowski G. Corrosion bahaviour of 2024 T351 and 6056 T6 aluminium alloys in chloride solution /Proceedings of 6-th International Conference on Aluminium Alloys (Japan). The Japan Institute of Light Metals. 1998. V. 3. P. 1663-1668.

8. Alekseev A., Ermolova M., Kolobnev N. Diffusive paths in 6013 (AD37) alloys under a single and double ageing /Proceedings of 8-th International Conference on Aluminium Alloys (UK). Trans Tech Publications Ltd. 2002. V. 2. P. 1181-1186.

9. Kolobnev N.I., Makhsidov V.V., Samokhvalov S.V., Sbitneva S.V., Popov V.I., Kurs M.G. An Effect of Deformation After Quenching and Heat Treatment on Mechanical and Corrosion Properties of Al-Mg-Si-Cu-Zn Alloy /Proceedings of 12-th International Conference on Aluminium Alloys (Japan). The Japan Institute of Light Metals. 2010. P.1113-1116.

УДК 621.775.8

Б.В. Щетанов, Ю.А. Балинова, Г.Ю. Люлюкина, Е.П. Соловьева

СТРУКТУРА И СВОЙСТВА НЕПРЕРЫВНЫХ ПОЛИКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ВОЛОКОН a-Al2O3

Рассмотрены структура и свойства волокон с содержанием оксида алюминия >99,5% (по массе), получаемых по золь-гель технологии из неорганических прекурсоров. Исследованы структура и фазовый состав непрерывных волокон, показано их влияние на прочность. Приведены свойства непрерывных волокон, основной фазой которых является а-Л120з.

Ключевые слова: структура, непрерывные поликристаллические волокна, прекурсоры, А1203, прочность.

Одной из задач современного авиационного материаловедения является разработка композиционных материалов с широким диапазоном свойств. Применение поликристаллических волокон а-А1203 в качестве армирующего наполнителя открывает перспективы создания легких керамических материалов для производства прочных, износостойких и стойких к коррозии, окислению и термическому удару керамических композиционных материалов для изделий авиационной и космической техники. Применение волокон а-А1203 для армирования металлических матриц в перспективе позволит

повысить рабочую температуру конструкционных материалов, таких как алюминий - на 200°С, а также заметно повысить их эксплуатационные характеристики [1-3].

Для получения непрерывных поликристаллических волокон оксида алюминия используют золь-гель метод - технологию получения материала требуемого состава водных растворов прекурсоров материала волокна с добавлением или без добавления органических полимеров с последующим превращением его в гель, формование из него гель-волокон, которые после сушки и термообработки приобретают поликристаллическую оксидную структуру [4].

Первые волокна, полученные с использованием этого метода, были разработаны в 60-х годах прошлого столетия [5]. В конце 90-х годов компания «Minnesota Mining and Manufacturing (3M)» наладила промышленный выпуск волокон Nextel 610 с содержанием оксида алюминия более >99% (по массе) и в настоящее время является крупнейшим производителем Al2O3-вoлoкoн.

На основе непрерывных оксидных волокон получают большой спектр высокотемпературных теплоизоляционных и теплозащитных материалов, композиционных материалов: композиты с металлическими и керамическими матрицами, в том числе волокнистыми, позволяющие улучшать свойства существующих материалов.

Для получения непрерывных поликристаллических волокон оксида алюминия были опробованы несколько формовочных композиций на основе неорганических солей алюминия и алюмозоля в различных массовых соотношениях. Гель-волокна получали методом «сухого формования» экструзией через капилляр монофильеры, волок-нообразующие свойства формовочного раствора оценивали по времени безобрывного формования. Поликристаллические волокна получали путем термообработки гель-волокон при температурах 900-1300°С.

Прочность волокон измерялась методом «рамки» на разрывной машине INSTRON 5965. Морфологию поверхности волокон исследовали на сканирующем электронном микроскопе S 405 при ускоряющем напряжении 10 кВ, тонкую структуру исследовали на просвечивающем электронном микроскопе Н-800 при ускоряющем напряжении 100 кВ. Рентгенофазовый анализ образцов волокон проводился на рентгеновском дифрактометре Jeoul, излучение Си Ka. Исследование термических превращений осуществлялось методом синхронного термического анализа на приборе Netch STA449F1A-0053-M в интервале температур 25-1300°С.

Исследование морфологии поверхности, кристаллической структуры и свойств волокон, полученных из прекурсоров, способных в формовочном растворе образовывать пространственную молекулярную «сетку» (например, формовочные растворы на основе алюмозолей), показало, что структура получаемых волокон является крайне дефектной. Поры, присутствующие в волокнах в большом количестве, являются «наследием» структуры раствора (рис. 1, а). Помимо этого, пространственная структура формовочного раствора является причиной возникновения напряжений в волокнах при их формовании, о чем свидетельствует деформация торцов волокон (рис. 1, б). Высокая гигроскопичность геля, полученного из алюмозолей, приводит к слипанию гель-волокон при их намотке на приемно-намоточное устройство и, как следствие, образованию поверхностных дефектов. Как результат - волокна, полученные из таких формовочных растворов, имеют крайне низкую прочность (<400 МПа).

Из формовочных растворов на основе неорганических прекурсоров различного состава (при условии незначительного структурообразования в формовочном растворе) были получены непрерывные поликристаллические волокна со средней прочностью 1200 МПа при прочности на отдельных волокнах - до 1800 МПа. При полном отсутствии пространственной структуры, полученные волокна имели более высокие прочно-

стые характеристики: средняя прочность составила 1500 МПа, прочность на отдельных волокнах превышала 3200 МПа. Температура термообработки в обоих случаях составляла 900°С, средний диаметр волокон равнялся 9-11 мкм. Рентгенофазовый анализ показал, что основной фазой волокон является б-А12О3. При исследовании тонкой структуры волокон установлено, что волокна с прочностью 1200 МПа (рис. 2, а) имеют размер зерна и пористость выше, чем волокна с прочностью 1500 МПа (рис. 2, б), что обусловливает меньшее значение их прочности. Однако структура волокон в обоих случаях довольно рыхлая, со значительным количеством пор, возникающих при удалении летучих компонентов из тела волокон.

Рис. 1. Дефекты (*4000, СЭМ) торцевой поверхности волокон оксида алюминия после термообработки при 900 (а) и 700°С (б): а - пористость; б - деформация торца

Рис. 2. Поликристаллическая структура (ПЭМ) волокон оксида алюминия с прочностью 1200 (а - х100000) и 1500 МПа (б - х150000) после термообработки при 900°С

Установлено, что, кроме химического состава и структуры формовочных растворов, на прочность и фазовый состав поликристаллических волокон влияют температура термообработки и скорость ее подъема.

При термической обработке волокон до температуры 1100°С, которая соответствует формированию а-А12О3, происходит падение прочности, достигающее для отдельных волокон 70%, и при дальнейшем увеличении температуры до 1300°С происходит полная деградация прочности волокон (рис. 3, кривая 1). Это явление связано с укрупнением зерен при фазовом переходе б-А12О3 в а-А12О3 с последующей рекристаллизацией а-А12О3, приводящей к увеличению размеров кристаллитов.

к к к

о

N «

н о й л

К Л К л н о о К № о л С

!, 1200

В результате исследования процессов, протекающих в волокнах при температурах до 1300°С, методом синхронного термического анализа были скорректированы режимы термообработки волокон, что привело к изменению зависимости прочности от температуры (рис. 3, кривая 2). Более плавное падение прочности до оптимизации режимов связано с большей долей 8-Al2O3 в волокнах при тех же температурах, что и после проведения оптимизации. Более высокие значения прочности волокон, подвергнутых термообработке по оптимальному режиму, объясняются формированием более равномерной и мелкокристаллической структуры. Проведенные исследования позволили получить волокна, основной фазой которых является a-Al2O3 (рис. 4), со средней прочностью 1200 МПа при прочности на отдельных волокнах до 1500 МПа (рис. 5).

800

400

0

3-

»—- _ 2

1 \

900 1100 1300

Температура термообработки, °С

Рис. 3. Зависимость средней прочности волокон от температуры термообработки до (1) и после (2) оптимизации режимов

29, град

Рис. 4. Рентгенограмма волокон после термообработки при температуре 1100°С 401-

30

20

I 10

300-500 700-900 1100-1300 1500-1700 1900-2300

Средняя прочность, МПа

Рис. 5. Гистограмма распределения волокон по прочности внутри партии после термообработки при температуре 1100°С

0

Неравномерность поликристаллической структуры и наличие межзеренной пористости свидетельствуют о недостаточном совершенстве структуры получаемых волокон (рис. 6).

шшшшг

ВгТ^ВИ

Рис. 6. Поликристаллическая структура волокон a-Al2O3

На основе неорганических прекурсоров с применением органического волокнооб-разующего полимера возможно получение непрерывных поликристаллических волокон с содержанием оксида алюминия >99,5% (по массе) со средней прочностью 1200 МПа и рабочей температурой до 1100°С, для чего необходимо исключить пространственную структуру в формовочном растворе. Структура полученных поликристаллических волокон недостаточно совершенна, следовательно, существует перспектива повышения их прочности.

ЛИТЕРАТУРА

1. Каблов E.H., Щетанов Б.В., Абузин Ю.А., Ивахненко Ю.А. Металлические и керамические композиционные материалы /В сб. материалов Международной науч.-практич. конф. «Современные технологии - ключевое звено в возрождении отечественного авиастроения». Казань. 2008. Т. 1. С. 181-188.

2. Schoberth A. Overview on continuous fibre reinforced light metals //Metallic Composites & Foams. 2001. MMC VIII. P. 35-38.

3. Metal Matrix Composites. /In: Custom-made Materials for Automotive and Aerospace Engineering /Ed. Kainer K.U. Weinheim: Wiley-VCH Verlag GmbH, KGaA. 2006. 330 p.

4. Каблов E.H., Щеглова T.M. Механизм формирования стабилизированной структуры в высокотермостойких поликристаллических волокнах системы Al2O3-SiO2, получаемых по золь-гель технологии /В сб. трудов Международной конф. «Теория и практика технологий производства изделий из композиционных материалов и новых металлических сплавов (ТПКММ)». М. 2003. С. 194-196.

5. Wilson D.M., Visser L.R. Hight Performance Oxide Fibers for Metal and Ceramic Composites /In.: Processing of Fibers & Composites Conference (Italy). 2000. P. 31.