Неорганические материалы, 2019, T. 55, № 8, стр. 828-832
Особенности взаимодействия графита с расплавом Ti–Al в процессе самораспространяющегося высокотемпературного синтеза
А. Е. Сычев 1, *, М. Л. Бусурина 1, Н. В. Сачкова 1, D. Vrel 2
1 Институт структурной макрокинетики и проблем материаловедения им. А.Г. Мержанова
Российской академии наук
142432 Московская обл., Черноголовка, ул. Академика Осипьяна, 8, Россия
2 Laboratoire des Sciences des Procédéset des Matériaux – LSPM – CNRS UPR
93 430 Villetaneuse, 3407 Bâtiment L1, 99 avenue J.B. Clément, France
* E-mail: busurina@ism.ac.ru
Поступила в редакцию 14.11.2018
После доработки 12.03.2019
Принята к публикации 20.03.2019
Аннотация
Изучены особенности структурообразования продуктов горения системы Ti–Al–C с малым содержанием углерода (Ti + Al – 96 мас. %, графит – 4 мас. %), синтезированных в режиме самораспространяющегося высокотемпературного синтеза, проведено сравнение с образцами, не содержащими углерод, синтезированными таким же способом. Установлено, что по границам непрореагировавших частиц графита образуется тонкий слой карбидной фазы TiC (~500 нм), за которым начинается рост МАХ-фазы Ti2AlC, имеющей ламинатную структуру. Наличие фазы Ti2AlC в синтезированных образцах подтверждено рентгенофазовым и энергодисперсионным анализами. Наличие TiC методом РФА обнаружить не удалось, по-видимому, вследствие его малого количества.
ВВЕДЕНИЕ
Взаимодействие расплавов металлов с графитом (углеродом) представляет большой интерес для металлургических процессов, металлообработки и применения многочисленных сплавов [1]. Смачивание и возможное химическое взаимодействие углерода с металлами влияют на физические и химические свойства материалов [2]. Использование небольших добавок углерода (в виде графита, сажи, углеродных нанотрубок) делает процесс легирования интерметаллидов более управляемым, что позволяет влиять на свойства конечного продукта.
В работах [3–7] установлено, что использование механического размола для введения в алюминиевую матрицу углеродных наноструктур (графита, углеродных нанотрубок, фуллеренов) позволяет добиться равномерности их распределения в объеме матричного материала. Консолидация таких механически активированных порошковых компонентов позволяет получить объемные композиты с необходимыми физико-механическими свойствами как за счет эффекта армирования, так и за счет измельчения зерна матрицы до наноуровня из-за интенсивной пластической деформации матричного материала.
Система Ti–Al–C имеет весьма широкий спектр применения, например, в производстве металлических матричных композитов на основе Al/C, если алюминий армирован углеродными волокнами или графитовыми частицами. В работах [8, 9] в системе Ti–Al–C выявлено формирование отдельных областей, состоящих из элементарных металлов, интерметаллидных соединений и карбидов. Так, например, карбид титана TiC1 – x способствует уменьшению зерен алюминиевых сплавов, являясь альтернативой TiB2.
Одним из методов получения интерметаллидов в системе Ti–Al является самораспространяющийся высокотемпературный синтез (СВС) [10, 11]. СВС также может быть эффективно использован для получения MAX-фазы [12–14].
Целью настоящей работы является исследование особенностей структуро- и фазообразования в системе Ti–Al c небольшим содержанием графита (до 4 мас. %) в процессе СВС.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ
В работе были использованы порошки графита (Prolabo, <40 мкм), титана (Alfa Aesar, ~44 мкм, 99.5%) и алюминия (Alfa Aesar, ~44 мкм, 99.5%). Реакционная смесь содержала 96 мас. % Ti + Al и 4 мас. % С. Порошки перемешивались в смесителе TURBULA в течение 1 ч. Образцы диаметром 20 мм, высотой 27 мм, массой 13 г прессовали в цилиндрической пресс-форме при давлении 0.03 МПа и сжигали в условиях теплового взрыва в горизонтальной печи CARBOLITE при скорости нагрева 20°С/мин в протоке аргона. После прохождения реакции образец вынимали из печи и помещали в кварцевый песок для охлаждения.
Фазовый состав продуктов синтеза после охлаждения определялся методом рентгенофазового анализа на дифрактометре ДРОН-3М. Исследование микроструктуры и элементного состава проводили на сканирующем электронном микроскопе высокого разрешения ULTRA plus (Carl Zeiss) c системой микроанализа INCA 350 (Oxford Instruments). Для исследования структуры и элементного состава в объеме синтезированных образцов изготовляли поперечные срезы, которые затем шлифовали и полировали.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
После нагрева в печи исходного образца, содержащего графит, до температуры 693°С наблюдалось его объемное самовоспламенение, т.е. реакция горения протекала в характерном для СВС режиме теплового взрыва. В результате экзотермической реакции изменялись размеры и форма образца (рис. 1а): диаметр увеличился до 50 мм, высота – до 35 мм. Поперечное сечение образца показывает наличие большого количества закрытых каверн (полостей) размером до 10 мм, разделенных тонкими перегородками толщиной 1–2 мм (рис. 1б, 1в). Образование высокопористого материала может быть связано как с газовыделением адсорбированных и растворенных газов (в основном H2 и CO2), высвобождающихся во фронте горения вследствие чрезвычайно быстрого нагрева [15], так и с давлением насыщенного пара жидкого алюминия [16] в условиях высоких температур, реализуемых в процессе горения. Измеренная пористость сгоревшего образца составила 68–70%. Образование газонепроницаемой поверхностной “корки”, по-видимому, препятствовало газовыделению из объема образца, что привело к формированию высокопористой макроструктуры. Эксперименты показали, что образцы, не содержащие углерод, сгорали без изменения формы и размеров. При этом в результате экзотермической реакции на их поверхности появлялись сферические капли расплавленного алюминия размером менее 1 мм. Таким образом, можно сделать вывод о том, что основным источником газовыделения являлся графит.
Рентгенофазовый анализ синтезированного образца, не содержащего графит (рис. 2), показал наличие фаз γ-TiAl и Ti3Al, имеющих широкие области гомогенности: 48 и 65 ат. % Al, 22–35 ат. % Al соответственно. Введение 4 мас. % С (графита) существенно меняет фазовый состав сгоревшего образца (рис. 3). В процессе теплового взрыва образуются Ti2AlC (МАХ-фаза), Al2Ti, нестехиометрический алюминид TixAlx – 1 и остается непрореагировавший графит. Образование нестехиометрических алюминидов происходит в процессе реакций твердое–жидкое либо твердое–твердое, где начальным продуктом обязательно является TiAl. Метастабильная фаза Al2Ti, образующаяся по перитектической реакции при 1216°С, обладает объемноцентрированной тетрагональной структурой типа НfGa2 и узкой областью гомогенности.
Структура синтезированного материала представляет собой интерметаллидную матрицу на основе фаз TixAlx – 1 с отдельно расположенными по объему непрореагировавшими частицами графита, окруженными ламинатными зернами фазы Ti2AlC (МАХ-фазы).
На микрофотографии шлифа в обратнорассеянных электронах (рис. 4a) на границе непрореагировавшей частицы графита находится область ярко-серого цвета, которую хорошо видно на микрофотографии излома во вторичных электронах (точки 3, 4 на рис. 5а). По результатам энергодисперсионного анализа (табл. 1) эта область соответствует фазе карбида титана TiC (~80 мас. % Ti, ~20 мас. % С). Присутствие алюминия и завышенные результаты по углероду объясняются относительно большой областью анализа (4 мкм) по сравнению с шириной слоя карбида титана (примерно 500–700 нм), поэтому присутствует вклад в процентное содержание углерода и алюминия от расположенных рядом частиц графита и фаз, содержащих алюминий. Карбид титана не был обнаружен рентгенофазовым анализом ввиду его малого количества. Образование слоя на основе TiC обусловлено сильной реакционной способностью между титаном и углеродом. Толщина этого слоя, а также его микроструктура могут зависеть от температуры и времени контакта расплава (Ti + Al) с графитом в процессе реакции. Не исключена также возможность реакционной фильтрации расплава в графит [8]. Наряду с этим в процессе нагревания образца расплавленный Al покрывает частицы Ti, вступая с ним во взаимодействие, что приводит к формированию расплава, образованию твердого раствора в алюминии и в дальнейшем при остывании к образованию интерметаллидов Ti–Al. Образование TiC снижает содержание титана в жидкой фазе Ti + Al.
Таблица 1.
Точка | С, мас. % | Al, мас. % | Ti, мас. % |
---|---|---|---|
1 | 58.09 | 26.82 | 15.08 |
2 | 72.85 | 21.30 | 5.85 |
3 | 20.81 | 2.08 | 77.11 |
4 | 21.15 | 2.45 | 76.40 |
5 | 16.50 | 17.52 | 65.99 |
6 | 15.75 | 18.67 | 65.58 |
7 | 8.66 | 32.63 | 58.72 |
8 | 4.92 | 31.80 | 63.28 |
9 | 11.66 | 18.49 | 69.86 |
10 | 6.52 | 40.12 | 53.36 |
11 | 9.62 | 25.08 | 65.30 |
Процесс растворения TiC и диффузии углерода в окружающем расплаве Ti–Al протекает за фронтом горения, что приводит к насыщению расплава углеродом, при этом создаются концентрационные условия для кристаллизации МАХ-фазы Ti2AlC, имеющей характерную многослойную наноламинатную структуру (рис. 4б).
Толщина слоя на основе МАХ-фазы Ti2AlC достигает 5 мкм (рис. 5б). Энергодисперсионный анализ дает состав, соответствующий этой фазе (рис. 5а, точки 5, 6). Рентгенофазовый анализ также подтверждает присутствие этой фазы в образце. Несмотря на то что в системе Ti–Al–C имеются три тройные интерметаллические фазы (Ti3AlC, Ti2AlC и Ti3AlC2) [9], в синтезированных продуктах была зафиксирована только фаза Ti2AlC. Можно предположить, что фазы Ti3AlC и Ti3AlC2 также присутствуют, но в малом количестве.
Сканирование переходной зоны графит–TiAl (линия сканирования представлена на рис. 4a) позволило получить концентрационные профили распределения Ti, Al и С (рис. 6). Как видно (несмотря на примерно одинаковые атомные радиусы титана (0.149 нм) и алюминия (0.143 нм)), профиль титана сильнее сдвинут в сторону графита. Это обусловлено, как уже упоминалось выше, сильной реакционной способностью титана и углерода (по сравнению с Al и C), что приводит к образованию карбида титана и МАХ-фазы Ti2AlC, в которой С занимает октаэдрические поры, образованные атомами Ti. Известно также, что растворимость углерода в жидком алюминии незначительна, растворимость титана в жидком алюминии также мала [17, 18]. Глубина диффузии углерода в интерметаллидной матрице резко падает в слое, толщина которого не превышает 2–3 мкм. Однако следы углерода обнаружены и в слое толщиной до 40 мкм. Именно в этом слое происходит формирование тройной фазы Ti–Al–C переменного состава. Похожие результаты были получены в работе [8], где на поверхность графитовой подложки помещали капли расплава Ti–Al. В этом случае протекает сильная реакция между титаном и углеродом, что приводит в свою очередь к улучшению смачиваемости расплавом Ti–Al графитовой подложки.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Методом СВС получен высокопористый материал на основе Ti–Al c небольшим содержанием графита (до 4 мас. %). Исследование особенностей структуро- и фазообразования в процессе СВС позволило сделать вывод о влиянии графита на механизм формирования фазового состава, микро- и макроструктуры синтезированного материала.
Результаты работы могут быть использованы при получении композиционных материалов на основе алюминидов титана, армированных углеродными волокнами, с покрытиями из карбида титана.
Список литературы
Naidich Yu.V. The Wettability of Solids by Liquid Metals // Prog. Surf. Membr. Sci. 1981. V. 14. P. 353–484.https://doi.org/10.1016/B978-0-12-571814-1.50011-7
Найдич Ю.В., Колесниченко Г.А. Взаимодействие металлических расплавов с поверхностью алмаза и графита. Киев: Наукова думка, 1967. 89 с.
Suryanarayana C. Mechanical Alloying and Milling // Prog. Mater. Sci. 2001. V. 46. № 1. P. 1–184.
Pérez-Bustamante R., González-Ibarra M.J., González-Cantú J., Estrada-Guel I., Herrera-Ramírez J.M., Miki-Yoshida M., Martínez-Sánchez R. AA2024–CNTs Composites by Milling Process after T6-Temper Condition // J. Alloys Compd. 2012. V. 536. P. 17–20. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2011.12.001
Poirier D., Gauvin R., Drew R. Structural Characterization of a Mechanically Milled Carbon Nanotube/Aluminum Mixture // Composites: Part A. 2009. V. 40. P. 1482–1489. https://doi.org/10.1016/j.compositesa.2009.05.025
Kallip K., Leparou M., AlOgab K., Cler S., Deguilhem G., Arroyo Y., Kwon H. Investigation of Different Carbon Nanotube Reinforcements for Fabricating Bulk AlMg5 Matrix Nanocomposites // J. Alloys Compd. 2015. V. 646. P. 710–718. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2015.06.169
Liu Z.Y., Xu S.J., Xiao B.L., Xue P., Wang W.G., Ma Z.Y. Effect of Ball-Milling Time on Mechanical Properties of Carbon Nanotubes Reinforced Aluminum Matrix Composites // Composites: Part A. 2012. V. 43. P. 2161–2168. https://doi.org/10.1016/j.compositesa.2012.07.026
Seal S., Barr T., Sobczak N., Kerber S. Microscopy and Electron Spectroscopic Study of the Interfacial Chemistry in Al–Ti Alloy/Graphite Systems // J. Mater. Sci. 1998. V. 33. P. 4147–4158 https://doi.org/10.1023/A:1004457320895
Witusiewicz V.T., Hallstedt B., Bondar A.A., Hecht U., Sleptsov S.V., Velikanova T.Ya. Thermodynamic Description of the Al–C–Ti System // J. Alloys Compd. 2015. V. 623. P. 480–496. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2014.10.119
Мержанов А.Г., Юхвид В.И., Боровинская И.П. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез литых тугоплавких неорганических соединений // ДАН СССР. 1980. Т. 255. № 1. С. 120–124.
Итин В.И., Найбороденко Ю.С. Высокотемпературный синтез интерметаллических соединений. Томск: Изд. Томского ун-та, 1989. 210 с.
Khoptiar Y., Gotman I., Gutmanas E.Y. SHS Synthesis of Ti2AlC2 and Ti3AlC2 Machinable Ceramics // Int. J. SHS. 2002. V. 11. № 4. P. 335–344.
Low J., Zhou Y.C., Vrel D., Hendaoui A., Andasmas M. MAX Phases: Microstructure, Properties and Application. N.Y.: Nova Science, 2012. P. 29–52.
Sytschev A.E., Boyarchenko O.D., Vadchenko S.G., Kovalev D.Yu., Sachkova N.V. SHS of Graded Ti–Al–C Ceramics: Composition of Transition Layers // Int. J. SHS. 2012. V. 21. № 4. P. 236–240. https://doi.org/10.3103/S106138621204005X
Мержанов А.Г., Рогачев А.С., Умаров Л.М., Кирьяков Н. В. Экспериментальное исследование газовой фазы, образующейся в процессах самораспространяющегося высокотемпературного синтеза // ФГВ. 1997. Т. 33. № 4. С. 55–64.
Хэтч Дж.Е. Алюминий: свойства и физическое металловедение. Справочник. М: Металлургия, 1989. 425 с.
Menand A., Huguet A., Nerac-Partaix A. Interstitial Solubility in γ and α2 Phases of TiAl-Based Alloys // Acta Mater. 1996. P. 4729–4737. https://doi.org/10.1016/S1359-6454(96)00111-5
Cam G., Flower H.M., West D.R. Costitution of Ti–Al–C Alloys in Temperature Range 750–1250°C // Mater. Sci. Technol. 2000. V. 16. P. 984–992.
Дополнительные материалы отсутствуют.
Инструменты
Неорганические материалы