Эволюция зеренной структуры интерметаллического соединения Ni3Al при экструзии интерметаллида в процессе его высокотемпературного синтеза под давлением

Эволюция зеренной структуры интерметаллического соединения Ni3Al при экструзии интерметаллида в процессе его высокотемпературного

синтеза под давлением

В.Е. Овчаренко, О.В. Лапшин, В.А. Чудинов, Е.Г. Колобова

Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия

Приведены результаты теоретического и экспериментального исследования процессов формирования и эволюции зеренной структуры интерметаллического соединения №зА1 процессе его высокотемпературного синтеза и экструзии продукта синтеза.

Grain structure evolution in the intermetallic compound Ni3Al at extrusion during high-temperature synthesis under pressure

V.E. Ovcharenko, O.V. Lapshin, V.A. Chudinov, and E.G. Kolobova

Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, 634021, Tomsk, Russia

The paper contains the theoretical and experimental findings on grain structure formation and evolution in the intermetallic compound №зА! during its high-temperature synthesis and extrusion of the synthesis product.

1. Введение

В [1] представлены результаты известных исследований возможностей высокотемпературного синтеза химических соединений для получения наноразмерных материалов, в том числе, на основе интерметаллических соединений. Показано, что использование наноразмер-ных исходных компонентов позволяет получать в режиме горения наноструктурные материалы в виде порошковых частиц или пленок. Получить в режиме горения материалы с субмикро- или нанокристаллической структурами не удается.

Измельчение зеренной структуры интерметаллического сплава можно достичь при реализации условий интенсивной пластической деформации сплава во всем его объеме. Например, путем синхронизации процессов высокотемпературного синтеза интерметаллического сплава и его экструзии через отверстие (калибр) в основании прессформы (реактора высокотемпературного синтеза интерметаллического соединения).

2. Математическая модель и расчеты

При моделировании процессов деформирования термореагирующей порошковой прессовки необходимо использовать реологические уравнения, применяемые

при описании реодинамических моделей, основанных на гипотезе сплошной среды [2-5].

Рассмотрим бинарную порошковую смесь никеля с алюминием в виде прессовки в закрытой прессформе с отверстием (калибром) в ее нижней части. После равномерного нагрева прессовки до температуры плавления алюминия Ть к пуансону прессформы прилагается нагрузка давлением, происходит химическое превращение смеси в интерметаллический продукт реакции синтеза в режиме теплового взрыва смеси под давлением с последующей экструзией продукта синтеза через калибр прессформы. Экструзия продукта прекращается при его охлаждении до потери им, в результате скачкообразного увеличения вязкости, пластичности при температуре

Тк.

Считаем, что экструзия интерметаллического продукта происходит в условиях одноосного сжатия в идеально гладкой, жесткой прессформе (трение на стенках отсутствует). Для данного процесса можно записать уравнения неразрывности и движения:

д(рр1) + д(рру) = 0

дt дz ’

РР{ Ы + дг ] дг

© Овчаренко В.Е., Лапшин О.В., Чудинов В.А., Колобова Е.Г., 2005

с реологическими соотношениями

4 ЛдГ

3 ц+Чі>7 •

От =аее =1 - - ц + £,

д¥

3 ' " J ді

Полагаем, что распределение относительной плотности в исходной порошковой смеси является однородным: р(і, 0) = р0. В (1)-(4) приняты следующие обозначения: р = р^ р 0 — относительная плотность; р1 — плотность термореагирующей системы в твердо-жидком состоянии (термореагирующая система в процессе синтеза интерметаллида состоит из расплава легкоплавкого компонента с частицами тугоплавкого компонента исходной смеси); ґ — время; V — скорость вязкого течения; г — осевая координата; а т, аее, а — радиальное, тангенциальное и осевое напряжения; ц, ^ — сдвиговая и объемная вязкости.

Зависимости сдвиговой и объемной вязкостей вещества в прессформе от его плотности запишем в виде ц(р) = ^р ”,

4 р

£(р) = - м-(р)-—,

3 1 -р

где ц = ц 0ехр(Ц^Т) — вязкость несжимаемой основы материала; ц 0, и — физические константы; R — газовая постоянная Больцмана; Т — температура смеси; т — показатель степени.

Считаем, что возникающее на верхней границе исходной порошковой прессовки напряжение по абсолютной величине равно усилию прессования, что можно задать следующим граничным условием:

'

а = — N

22\г=И (і ) у ,

где И(£) — высота прессовки; N — величина приложенного к порошковой прессовке давления.

Уплотнение синтезированного продукта в прессфор-ме под давлением характеризуется двумя параметрами — относительным изменением плотности и гидравлическим сопротивлением, зависящим от приложенного усилия прессования:

р

— ^р(0—, і)¥ (0—, і) = / (| а ^ (0), ^0рір¥ (0+, і) = ^р¥ (0—, і),

где 51 = пг22 — площадь сечения калибра матрицы; г2 — радиус поперечного сечения калибра; S0 = пг12 — площадь поперечного сечения камеры; г1 — радиус поперечного сечения камеры; р(0 +, і) — плотность материала на границе г = 0 перед входом в калибр; р(0—, і) — плотность материала на границе г = 0 после входа в калибр; В — некоторая заданная функция, которая в условиях отсутствия доуплотнения в прессформе равна

Ж|агг (0)) = 1- Зависимость функции f (агг (0)|) от величины возникающего на дне прессформы напряжения задана следующим степенным соотношением:

f ( а гг (0)) = к|а гг (0) ”,

где п — показатель степени.

Уравнение химического превращения, запишется в виде:

где / (а) — кинетический закон; к0 — предэкспонен-циальный множитель; Е — энергия активации химической реакции; а — полнота химического превращения.

Для описания напряженно-деформированного состояния синтезированного в прессформе продукта в условиях существенной неизотермичности процесса его экструзии к системе уравнений (1)-(6) необходимо добавить уравнение теплопроводности интерметалличес-

кого сплава:

с1рр1

д

ді

ді

=ді

с граничными и начальными условиями:

г = -Я(0: Х(р)^ = —Хі(Ті — Т»), ді

дТ

г = -Щ: Х(р)—2 = х2(Т2 — Т>), ді

г = 0: Г, = Т2,

^(р>

дТ,

ді

= So А(р^'дТГ

і=0

Ті(і, 0) = Тг(і,0).

В (7), (8) приняты следующие обозначения: Ті — температура материала в камере (і = 1) и в калибре (і = 2); Я(р) — зависящая от плотности теплопроводность материала; хі — эффективный коэффициент теплоотдачи в камере (і = 1) и в калибре (і =2); т — радиус сечения камеры (і = 1) и калибра (і = 2); с1 = (1 — а)с8 + +асГ — теплоемкость конденсированной фазы; с8 = = с№ с0 + сА1 (1 — с0) — теплоемкость исходной смеси; с № — теплоемкость никеля; см — теплоемкость алюминия; с0 — относительная массовая концентрация никеля в исходной смеси; сі — теплоемкость продукта реакции; Q — тепловой эффект реакции образования интерметаллического соединения; Т0 — начальная температура.

Считаем, что реализуются безградиентные по температуре режимы нагрева и охлаждения термореагирующей порошковой системы в рабочем пространстве прессформы (тепловой взрыв), что возможно при выполнении условия Х1г1/^ << 1. Далее полагаем, что при

экструзии интерметаллического продукта синтеза в режиме теплового взрыва порошковой смеси в условиях его напряженно-деформированного состояния ^е « 1, да/дг ~ 0) и одновременности процессов формирования фазового состава продукта синтеза во всем рабочем объеме прессформы, кинетику роста зерен в конечном продукте реакции синтеза можно оценить из следующего уравнения [6]: дЮ = К

& юн ’

где В — текущий размер (диаметр) зерна; К = К 0 х х ехр(- Е д/ RT1) — зависящая от температуры константа; К 0 — предэкспонент; Ед — энергия активации роста зерна; Н — показатель степени, по величине близкий к 1. Предполагается, что первоначальный размер зерен сравним с исходным размером частиц тугоплавкого компонента Ю № [1]: Ю = Ю №.

Предполагалось, что уменьшение размера частиц экструдируемого продукта происходит также за счет его деформации 8, возникающей при переходе последнего из прессформы в калибр [7]. Соотношение между размером зерна до деформации (В) и после (Ю8) в зависимости от степени деформации [8]

" = • <10) где 8 = (г12 - г22)/г12 — степень деформации; 8кр — критическая деформация, при которой происходит образование зародыша рекристаллизации (8кр ~ 0.1 [8]); А — коэффициент формы площади границ исходного зерна (4п/3 < А < 6).

Количественные расчеты были проведены в предположении, что охлаждение экструдированного материала в калибре происходит практически мгновенно. Расчеты проводили по схеме Эйлера [9] с переменным шагом по времени при следующих исходных данных, некоторые значения которых взяты из литературы [10-13]: р0 = 0.6, р№ = 8800 кг/м3, рА1 = 2700 кг/м3, р{ =

= 7293 кг/м3, с№ = 600 Дж/(кг• К), сА1 = 1030 Дж/(кг• К), сг = 700 Дж/(кг-К), Т0 = 300 К, Ть = 913 К, с0 = 0.86, и= 50000Дж/(моль-К), Ед = 50000Дж/(моль-К), к0 = = 105 с-1, К0 = 1000 м/с, ц 0 = 4 • 108 Па • с, к = 1014 кг/(Па2 • с), Екш = 100000 Дж/моль, Е = 100000 Дж/моль, Q = = 1.2-106 Дж/кг, х1 = х2 = 400 Вт/м2-К, А1 =А2 = = 100 Вт/(м-К), Н0 = 0.01 м, г1 = 0.015 м, г2 = 0.005 м, Ть = 913 К, Тф = 1723 К, Тк = 1600 К, Н = 1, т = 2, п = = 2, = 1 мкм.

На рис. 1 представлена расчетная зависимость размера зерна в экструдированном интерметаллическом продукте синтеза от величины приложенного давления. При небольших величинах давления размер зерен достаточно большой (=12 мкм), с увеличением давления размер зерна составляет в синтезированном продукте

11.2 и 1.05 мкм в экструдированном. При увеличении давления (например, до N = 106 Па) происходит полная экструзия синтезированного в прессформе продукта. Размер зерна при этом составляет от 0.92 до 0.32 мкм. При дальнейшем увеличении давления (до N = 107 Па) диапазон размеров зерна уменьшается до 0.33^0.32 мкм. Таким образом, вторым (и основным) фактором, оказывающим влиянием на размер зерна в экструдированном интерметаллическом продукте синтеза, является степень деформации последнего при прохождении продукта через калибр прессформы (рис. 2).

3. Экспериментальные результаты

Количественные расчеты размера зерна в синтезированном и затем экструдированном интерметаллическом продукте на качественном уровне подтверждаются результатами экспериментальных исследований. На рис. 3-5 представлены общий вид экструдированного в режиме высокотемпературного синтеза под давлением образца интерметаллического продукта синтеза, схема металлографических срезов с экструдированной части синтезированного слитка и микрофотографии зеренной структуры этих срезов. В то время как в нижней части

Рис. 1. Диапазон изменения размеров зерен в экструдированном ин- Рис. 2. Зависимость размера зерна в экструдированном интерметал-

терметаллиде №3А1 в зависимости от величины приложенного лиде №3А1 от степени его деформации при N = 107 Па

внешнего давления

Рис. 3. Общий вид экструдированного образца интерметаллида

синтезированного слитка, как и во всем его объеме, размер зерна достигает 50 мкм, в самом верхнем слое экструдированной части слитка начинается фрагментация зерен, которая заметно развивается при переходе к среднему, а затем к нижним срезам экструдированной части слитка. В результате экструзии происходит формирование новых зерен интерметаллида, имеющих средний размер 0.5^2 мкм. Рентгеноструктурный анализ срезов с экструдированной части слитка показал, что во всем ее объеме фазовый состав экструдированного продукта соответствует интерметаллическому соединению №3А1 (рис. 6).

4. Выводы

Теоретически и экспериментально установлено, что с увеличением давления на термореагирующую порошковую смесь исходных элементов в процессе высокотемпературного синтеза интерметаллического соединения и с повышением степени деформации синтезированного продукта в процессе его экструзии размер зерна

111 200 220 311

0 40 80 120 20

Рис. 6. N13AL Экструзия. Излучение СоКа

_________________3

Г-------4

Рис. 4. Схема металлографических срезов

в экструдированном интерметаллиде уменьшается до субмикронного размера.

Работа выполнена в рамках комплексного проекта ИФПМ СО РАН № 8.2.2.

Литература

1. Сычев А.Е., Мержанов А.Г. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез наноматериалов // Успехи химии. - 2002. -Т. 73. - № 2. - С. 157-170.

2. Стельмах Л.С., Столин А.М. Макрореологическая теория СВС-компактирования // Доклады АН. - 1995. - Т. 344. - № 1. - С. 7277.

3. Стельмах Л.С., Столин А.М. Тепловые режимы уплотнения при горении порошкового материала // Доклады АН. - 2000. - Т. 373. -№ 2. - С. 206-209.

4. Стельмах Л.С., Жиляева H.H., Столин А.М. Реодинамика и теплообмен горячего компактирования порошковых материалов // ИФЖ. - 1992. - Т. 63. - № 5. - С. 612-622.

5. Lapshin О., Smolyakov V. One directed compaction of reacting binary mixtures // Int. J. of SHS. - 2001. - No. 4. - P. 477-489.

6. Физическое металловедение. Фазовые превращения. Металлография / Под ред. Р. Кана. - М.: Мир, 1968. - 490 с.

7. Шишкина Т.Н., Подлесов В.В., Столин А.М. Микроструктура и свойства экструдированных СВС-материалов // Инженерно-физический журнал. - 1992. - Т. 63. - № 5. - С. 547-557.

8. Штремель М.А., Лизунов В.И., Шкатов В.В. Преобразование зерна

при первичной рекристаллизации // Металловедение и термическая обработка металлов. - 1984. - № 6. - С. 2-5.

9. Самарский А.А. Теория разностных схем. - М.: Наука, 1977. -653 с.

10. Рабинович В.А., Хавин З.Я. Краткий химический справочник. -Химия, 1978. - 392 с.

11. Самсонов Г.В., Винницкий И.М. Тугоплавкие соединения: Справочник. - М.: Металлургия, 1977. - 558 с.

12. СмитлзК.Дж. Металлы: Справочник. - М.: Металлургия, 1980. -446 с.

13. Щербаков В.А., Грядунов А.Н., Штейнберг А.С. Макрокинетика процесса СВС-компактирования // Инженерно-физический журнал. - 1992. - Т. 63. - № 5. - С. 583-592.

и

'.. iS!

Рис. 5. Микроструктуры шлифов синтезированного под давлением интерметаллида Ni3Al. х900