Неорганические материалы, 2021, T. 57, № 3, стр. 343-348

ВВЕДЕНИЕ

Легкие конструкционные материалы на основе сплавов алюминия, магния и титана широко используются в современной промышленности [1]. Магниевые сплавы являются самыми легкими, обладают низкой плотностью, высокой механической прочностью и большим модулем упругости [2]. Алюминиевые сплавы также обладают низкой плотностью, высокой удельной прочностью, коррозионной стойкостью, ударной прочностью и низким энергопотреблением при производстве [3–8]. Титановые сплавы характеризуются высокой удельной прочностью, коррозионной стойкостью, теплостойкостью и перспективны не только для транспортной отрасли, но и для нефтехимической, ядерной и медицинской промышленности [9, 10]. В настоящее время большой интерес вызывает получение новых легких сплавов на основе алюминия, магния и титана. Как правило, снижение веса на 10% может уменьшить удельный расход топлива транспортных средств на 3–7% [11–14].

Существуют различные способы получения интерметаллидных сплавов на основе тройной системы Al–Ti–Mg: плавление, механоактивация, реакционное спекание и прокатка [15–17]. Наибольшее развитие получили металлургические методы и горячая прокатка, которые имеют существенные недостатки, заключающиеся в отсутствии взаимодействия магния и титана и невозможности образования из этих химических элементов интерметаллидных соединений [18]. В связи с этим актуальны разработка и применение новых способов синтеза интерметаллидных сплавов на основе тройной системы Al–Ti–Mg, которые позволят получить легкий материал с новыми свойствами. Одним из таких способов является самораспространяющийся высокотемпературный синтез (СВС) [19–21].

Цель работы – получение легкого интерметаллидного сплава на основе тройной системы Ti–Al–Mg методом СВС как альтернативного способа существующим методам (металлургическое плавление, механоактивация, реакционное спекание и горячая прокатка) и исследование его свойств.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

В качестве исходных реагентов для синтеза сплавов применялись элементарные порошки металлов: Mg (марка МПФ-3, размер частиц около 170 мкм, не менее 99 мас. %), Ti (ПТМ, размер частиц менее 100 мкм, 99.2 мас. %) и Al (АСД-4, размер частиц около 10 мкм, 99.2 мас. %). Порошки исходных металлов в требуемых пропорциях (мас. %): Ti – 61, Al – 34, Mg – 5 перемешивались в фарфоровой ступке до визуального отсутствия неоднородностей для получения смеси Ti + Al + + Mg, Ti – 64, Al – 36 – для получения смеси Ti + Al и Ti – 20, Mg – 80 – для получения смеси Ti + Mg.

Для каждой исследованной системы Al–Mg, Ti–Mg и Ti–Al прессовались цилиндрические образцы массой 3 г и диаметром 10 мм до относительной плотности 0.65–0.70. СВС-эксперименты проводились в нагревательной печи на воздухе и в среде аргона при давлении 1 атм. Образцы помещали в печь (рис. 1), предварительно нагретую до 800°C. Внутренний диаметр печи составлял 15 мм, высота – 70 мм. Изменение температуры образца регистрировали W–Re-термопарой. После начала СВС-реакции питание печи отключалось.

Рис. 1.

Внешний вид СВС-установки.

Синтезированные образцы исследовались методами рентгенофазового анализа (РФА) на установке ДРОН-3 и электронной микроскопии на автоэмиссионном сканирующем электронном микроскопе сверхвысокого разрешения ZeissUltraplus на базе Ultra 55. Плотность синтезированных образцов измерялась методом гидростатического взвешивания в дистиллированной воде. Испытания на прочность при сжатии проводились на установке INSTRON-1195. Микротвердость измеряли на приборе МПТ-3 по стандартной методике.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Результаты РФА синтезированных образцов различного состава представлены на рис. 2 и 3.

Рис. 2.

Рентгеновские дифрактограммы образцов, синтезированных на воздухе: Al–Mg (1) и Ti–Mg (2).

Рис. 3.

Рентгеновские дифрактограммы синтезированных образцов системы Ti–Al: 1 – на воздухе, 2 – в среде аргона (1 атм).

РФА образца Al–Mg (рис. 2а) показал, что в продуктах СВС-реакции присутствуют фазы Al₁₂Mg₁₇ и MgO. На поверхности синтезированного образца наблюдается покрытие белого цвета, которое, по данным энергодисперсионного анализа, содержит кислород и магний и, по-видимому, является оксидом магния. РФА показал (рис. 2, дифрактограмма 2), что в образце Ti–Mg реакция не протекает ввиду малой взаимной растворимости Mg и Ti [22]. В результате нагрева происходит образование оксидов MgO, Ti₃O и нитрида титана TiN.

На рис. 3 представлены дифрактограммы продуктов синтеза в системе Ti–Al. В состав синтезированного на воздухе материала входят фазы Ti₃Al₂, TiAl, Al₂O₃ и непрореагировавший Ti (дифрактограмма 1). Наличие фазы Al₂O₃ объясняется проведением СВС-реакции на воздухе. РФА образцов, синтезированных в среде аргона (дифрактограмма 2), обнаружил присутствие двух интерметаллидных фаз: TiAl и Ti₃Al.

С целью предотвращения образования оксидов MgO, Ti₃O и Al₂O₃ СВС-эксперименты были проведены в атмосфере аргона (1 атм). Для точной регистрации температуры в образце делалось отверстие, в которое вводился спай W–Re-термопары. Установка для проведения СВС-экспериментов предварительно вакуумировалась, после чего заполнялась Ar до давления 1 атм.

На рис. 4 представлена термограмма СВС-процесса в системе Ti–Al, который протекал в режиме теплового взрыва. При достижении 600°C (точка А) образец начинал ярко светиться и происходило инициирование СВС-реакции. Температура образца резко поднималась до 1250°С (точка В).

Рис. 4.

ДТА-кривая теплового взрыва в системе Ti–Al.

СВС-реакция в системе Al–Ti–5% мас. Mg инициируется при 630°C (рис. 5, точка А), далее температура продолжает плавно подниматься до температуры 850°С, что указывает на протекание высокотемпературной экзотермической реакции.

Рис. 5.

ДТА-кривая СВС-реакции в системе Al–Ti–5% мас. Mg.

В результате нагрева до температуры плавления Mg (t_пл = 650°С) и Al (t_пл = 655°С) плавятся и растекаются по частицам Ti. Расплав Al–Mg взаимодействует с титаном Ti с образованием алюминидов титана и магния. РФА продуктов, синтезированных на воздухе (рис. 6, дифрактограмма 1), показал наличие TiAl₂, Al_3.16Mg_1.84, Ti₂AlN и MgO. При проведении СВС-синтеза в среде Ar (1 атм) в продуктах горения образуются тройная фаза Al₁₈Ti₂Mg₃ и двойная фаза TiAl₃, а также незначительное количество MgO (рис. 6, дифрактограмма 2). Пористость синтезированного материала составляет 43.3%, а его гидростатическая плотность равна 2.4 г/см³. Средний размер пор составляет примерно 5.5 мкм. Исследование микроструктуры синтезированного сплава показало также, что в некоторых областях присутствуют частицы Mg, которые до конца не прореагировали, что скорее всего связано с их большим (более 100 мкм) размером.

Рис. 6.

Рентгеновские дифрактограммы синтезированных образцов системы Ti–Al–Mg: 1 – на воздухе, 2 – в среде аргона (1 атм).

Интерметаллидные сплавы на основе Ti–Al и Ti–Al–Mg при комнатной температуре обладают невысокими прочностными характеристиками, что подтверждается результатами испытания на сжатие. Прочность на сжатие сплава Ti–Al равна 5.1 МПа, сплава Ti–Al–Mg – 12.1 МПа, а предел текучести 9.87 МПа.

На рис. 7 представлены микроструктуры поверхности изломов синтезированных материалов на основе Ti–Al и Ti–Al–Mg. Полученный методом СВС сплав Ti–Al обладает однородной структурой, представленной ламельными зернами из чередующихся слоев фаз алюминидов титана субмикронной толщины. Проведенный энергодисперсионный анализ сплава Ti–Al показал, что интерметаллидные зерна имеют следующий состав (мас. %): Ti – 66.2, Al – 33.8. Связка между интерметаллидными зернами близка по составу к фазе Ti₃Al – 15.1 мас. % Al и 84.9 мас. % Ti. Для сплава Ti–Al–Mg состав зерен имеет состав, близкий к расчетному для фазы Al₁₈Ti₂Mg₃ (рис. 8). Оба синтезированных образца имеют достаточно высокую остаточную пористость. Для сплава Ti–Al поверхность излома имеет четко выраженный характер внутризеренного хрупкого разрушения (рис. 7) с характерной поверхностью ручьистого излома. У сплава Ti–Al–Mg поверхность излома имеет ямочный микрорельеф, характеризующийся вязким разрушением.

Рис. 7.

Микроструктура поверхности изломов сплавов, синтезированных в аргоне: Ti–Al и Ti–Al–Mg.

Рис. 8.

Микроструктура и результаты энергодисперсионного анализа синтезированного сплава системы Ti–Al–Mg (мас. %).

На основе приведенных результатов можно предложить следующий механизм формирования сплава Ti–Al–Mg. По мере повышения температуры частицы Al и Mg плавятся, смачивая частицы титана, затем титан начинает растворяться в расплаве Al–Mg. Растворенный Ti вступает в реакцию с расплавом Al–Mg, образуя интерметаллидные зерна TiAl_х на поверхности и вокруг частиц титана. Интерметаллидные зерна TiAl_х в расплаве Al–Mg постепенно диспергируются в результате действия капиллярных сил. После охлаждения формируется сплав на основе Ti–Al–Mg, содержащий интерметаллидные фазы Al₁₈Ti₂Mg₃ и TiAl₃.

Сплав Ti–Al имеет среднее значение микротвердости 3030 МПа. Микротвердость структурных компонентов сплава Ti–Al–Mg имеет следующие значения: для округлых зерен Al₁₈Ti₂Mg₃ – 2040 МПа, для межзеренных прослоек на основе TiAl₃, MgO и Mg – 1140 МПа, что связано с присутствием неполностью прореагировавшего магния.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Проведенные СВС-эксперименты на воздухе в двойных системах Al–Mg, Ti–Al показали образование интерметаллидных фаз TiAl, Ti₃Al₂, Al₁₂Mg₁₇ и большого количества оксидов. Синтез в двойных системах Al–Mg, Ti–Al в среде аргона протекает в режиме теплового взрывы, при этом в системе Al–Mg образуются фазы Al₁₂Mg₁₇, MgO, а в системе Ti–Al – TiAl и Ti₃Al. Синтезирован интерметаллидный сплав Ti–Al–Mg, содержащий TiAl₃, Al₁₈Ti₂Mg₃ и незначительное количество MgO. Пористость синтезированного материала составляет 43.3%, а его плотность – 2.4 г/см³.