Особенности ПроцеССа Измельчения зеренной структуры материала Tic–NiCr, полученного методом СВС-экструзии

Full Text

ВВЕДЕНИЕ

На сегодняшний день в промышленности существует большая потребность в создании и внедрении новых композиционных материалов [1–7] с повышенными твердостью, микротвердостью, износостойкостью, прочностью и т. п. Перспективным является создание новых композиционных материалов на основе TiC–NiCr [8–15]. Общая тенденция в выборе карбида титана как высокотвердой и износостойкой составляющей вместо карбида вольфрама обуславливается удешевлением конечного изделия с сохранением механических свойств, а также заменой дефицитных вольфрама, кобальта на более доступные. В качестве связующего материала актуально применение сплава нихром [16–19]. В процессе синтеза нихром может взаимодействовать с продуктами синтеза, в результате чего возможно образование дополнительных упрочняющих фаз, что повысит физико-механические свойства получаемых металлокерамических изделий.

Немаловажным фактором является наличие мелкозернистой структуры в материале, которая реализуется в технологическом процессе СВС-экструзии [20–22]. Управляя технологическими параметрами СВС-экструзии (временем задержки, скоростью перемещения плунжера пресса и давлением прессования) [23], можно регулировать фазо- и структурообразование в конечном материале.

В условиях сочетания процессов горения с высокотемпературным сдвиговым деформированием продуктов синтеза в процессе СВС-экструзии реализуются благоприятные условия для получения мелкозернистой структуры материала. Экспериментально показано, что, прикладывая сдвиговые нагрузки к еще несформированному материалу при синтезе, можно существенным образом влиять на размер зерна, морфологию и взаимное расположение зерен во всем объеме [24–26]. В ряде работ установлен ряд интересных экспериментальных результатов: образование текстур деформации, наноразмерных элементов структуры композитного керамического материала, которое регулируется процессом горения экзотермической смеси исходных компонентов в сочетании со сдвиговым высокотемпературным деформированием и высокими скоростями охлаждения в условиях СВС-экструзии и т.д. В работах [27, 28] приведены результаты теоретического и экспериментального исследований процессов формирования и эволюции интерметаллидного соединения Ni₃Al в процессе его высокотемпературного синтеза и экструзии. Показано, что за счет горячей экструзии происходят уплотнение композита и измельчение кристаллической структуры благодаря повышенной степени деформации синтезируемого продукта в процессе его экструзии с последующим улучшением механических свойств композита.

Целью настоящей работы является теоретическое и экспериментальное исследование влияния степени деформации синтезированного материала и условий теплоотвода на однородность структуры и размер зерна по длине и радиусу длинномерных стержней, полученных методом СВС-экструзии из сплава на основе карбида титана с матрицей нихром.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Для проведения СВС-экструзии использовали коммерческие порошки Ti (60 мкм, 99.1%), C (1 мкм, 99.1%), NiCr (70 мкм, 99.9%). Выбор данного состава обусловлен получением в результате синтеза композиционного материала на основе карбида титана с нихромовой матрицей. Порошки предварительно просушивали, перемешивали в установленных пропорциях (мас.%): 56Ti, 14C, 30NiCr и затем прессовали шихтовые заготовки цилиндрической формы высотой 40±2 мм, диаметром 30±1 мм с относительной плотностью 0.61. Данная относительная плотность выбрана из расчета того, что при ней достигаются максимальная температура горения 2050±100°C и скорость горения 16.6 мм/с.

 

Рис. 1. Схема проведения СВС-экструзии до (а), после приложения давления (б): 1 – плунжер пресса, 2 – инициирующее устройство, 3 – пресс-форма, 4 – теплоизолятор, 5 – шихтовая заготовка, 6 – формующая матрица, 7 – экструдированный стержень; в – фото стержня, полученного методом СВС-экструзии.

 

Сущность метода СВС-экструзии (рис. 1а) заключалась в следующем. Спрессованная шихтовая заготовка размещалась в пресс-форме. В верхней части заготовки помещалось инициирующее устройство в виде вольфрамовой проволоки, на которую подавали электрический ток. За счет теплового импульса от вольфрамовой спирали инициировался послойный процесс горения в режиме СВС. После того как волна горения проходила всю заготовку, через заданное время плунжером пресса проводили экструзию синтезированного материала через формующую матрицу диаметрами 3, 5, 8 и 10 мм, где материал претерпевал сдвиговое высокотемпературное деформирование. В результаты СВС-экструзии были получены цилиндрические стержни диаметром 3–10 и длиной до 230 мм. На рис. 1б приведено фото полученного стержня диаметром 3 и длиной 230 мм.

Микроструктуру полученных изделий исследовали на растровом электронном микроскопе LEO-1450 в комбинации с энергодисперсионным микроанализатором INCA Energy (EDS System). Расчет размера зерна определялся на основе полученных результатов СЭМ при различных увеличениях при помощи программного обеспечения Altami Object Analyzer.

Математическое моделирование проводили на основе двумерной тепловой задачи с двумя подвижными границами и соответствующими граничными условиями. На основе математического моделирования температурных полей при СВС-экструзии разработана программа на языке Turbo Pascal 6.0 в среде Delphi7 для расчета температурных полей, возникающих в материале внутри камеры и в выдавленной части образца. Программа позволяет определить оптимальные технологические параметры: скорость плунжера пресса и давление на плунжере, время задержки, а также прогнозировать длину получаемого изделия и его качество. Программа может использоваться и для расчета технологических тепловых режимов горячей экструзии порошковых материалов [29].

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Для исследования температурных полей при СВС-экструзии в материале образца, находящегося в цилиндрической пресс-форме, теплоизоляторе и экструдированном стержне, использовалась известная математическая модель процесса [30]. Численно исследуется система дифференциальных уравнений для теплоизолятора (1), в качестве которого была выбрана асбестовая ткань, и для материала образца, который находится в пресс-форме и экструдированном стержне (2):

$\frac{\partial T_1}{\partial \tau }=a_1{\nabla }^2{T}_1=a_1\left(\frac{{\partial }^2{T}_1}{\partial r^2}+\frac{1}{r}\frac{\partial T_1}{\partial r}\_\frac{{\partial }^2{T}_1}{\partial z^2}\right)$.                                             (1)

$c\left(\frac{\partial \left(\rho T_2\right)}{\partial \tau }+f(\rho ,z)\frac{\partial T_2}{\partial z}\right)={\lambda }_2\left(\rho \right){\nabla }^2{T}_2$.                                                           (2)

В зависимости от стадии процесса функции f(ρ,z), l₂(ρ), входящие в дифференциальные уравнения (3), (4), имеют следующие значения:

$f\left(p,z\right)=$$\left\{\begin{array}{l}0горение,задержка\\ \frac{p{U}_{n}z}{H_0}\left(компактирование\right)\\ \frac{Q}{\pi R^2\left(z\right)}\left(экструзия\right)\end{array}\right.$,                                                              (3)

${\lambda }_2\left(p\right)=$$\left\{\begin{array}{l}{\lambda }_0\left(горениезадержка\right)\\ {\lambda }_0{\left(\frac{{\rho }_0(1-U_n\tau /H_0)}{{\rho }_0}\right)}^k\\ {\lambda }_k\left(экструзия\right)\end{array}\right.$$\left(компактирование\right)$.                                         (4)

Дифференциальные уравнения, начальные и граничные условия приводились к безразмерному виду и решались методом конечных разностей с использованием метода прогонки в однослойных областях и метода сквозной прогонки в двухслойных областях.

СВС-экструзия прекращается, когда синтезированный материал теряет свои пластичные свойства и перестает экструдироваться из формующей матрицы. Полученная длина (L) – ордината нижней границы образца – и являлась искомой длиной экструдированного стержня. В результате численного исследования выдаются графики полей температур в образце, теплоизоляторе и экструдированном стержне, а также его длина.

Применимость этих моделей для конкретных практических рекомендаций и прогноза возникновения проблемных ситуаций в технологической практике, в том числе прямым сопоставлением результатов эксперимента и численных расчетов, была обоснована ранее [30, 31]. Эти модели позволяют исследовать температурные поля в материале образца, находящегося в цилиндрической пресс-форме, теплоизоляторе и экструдированном стержне в зависимости от различных технологических параметров процесса (температуры горения, времени задержки, скорости плунжера пресса, температуры подогрева различных зон оборудования и т.п.).

В результате численного решения двумерной тепловой задачи с двумя подвижными границами и соответствующими граничными условиями определялось температурное поле T = T(r,z,τ), являющееся функцией двух координат r и z и времени τ (относительно угловой координаты существует симметрия), в образце, теплоизоляторе, выдавливаемой (экструдируемой) части материала и прогнозировалась длина изделия (L).

Известно, что рост зерна экспоненциально зависит от температуры [26], поэтому информация о температурных полях в ходе синтеза, прессования и формования материала использовалась для исследования кинетики роста зерен в продукте синтеза в зависимости от температуры, которая, согласно [31], описывается уравнением

$\frac{dD}{d\tau }=\frac{k_0\exp (-E/RT)}{D^h}$ ,                                                                           (5)

где D = D(r,z,τ) – текущий размер (диаметр) зерна продукта горения, являющийся функцией двух координат r, z и времени τ, k₀ – предэкспонент, E – энергия активации роста зерна, R – универсальная газовая постоянная, T – температура, h – показатель степени, близкий к единице.

Предполагается, что при переходе материала из камеры в калибр через формующую зону происходит уменьшение размера зерна в зависимости от степени деформации [32], которое вычисляется по формуле

$D_{\epsilon }=\frac{D}{A^{1/3}{\left({\displaystyle \raisebox{1ex}{$\epsilon $}\!\left/ \!\raisebox{-1ex}{${\epsilon }_K$}\right.}\right)}^{2/3}}$,                                                                                (6)

где ε – степень деформации ($\epsilon =\raisebox{1ex}{$ (r_0^2-r_1^2)$}\!\left/ \!\raisebox{-1ex}{$r_0^2$}\right.$, r₀, r₁ – радиусы образца и стержня после экструзии соответственно; ε_к – критическая деформация, при которой происходит образование зародыша рекристаллизации (ε_к = 0.1); A – коэффициент формы площади границ исходного зерна находится в интервале 4π/3−6.

В расчетах использовались следующие исходные данные для изучаемого состава 70 мас.%TiC⁺30 мас.%NiCr: давление на плунжере пресса Р = 50–70 МПа, плотность несжимаемой основы материала r₁ = 5.61 г см³, начальная плотность образца r₀ = 3.01 г/см³, теплоемкость с = 833.74 Дж/(кг К), коэффициент теплопроводности состава l₀ = 10–30 Вт/(м К), энергия активации роста зерна E = 70–130 KДж/(моль К), начальная высота заготовки Н₀ = 40±2 мм, диаметр заготовки d₁ = 30±1 мм, угол конуса профилирующей матрицы 2α = 120°–180°, температура горения T_г = 2323 K, температура формования Т_ж = 1253K–1533К, скорость плунжера пресса U_п = 20–60 мм/с, скорость горения состава U_г = 16.6±0.5 мм/с, диаметр калибра d₂ = 3±0.5 мм, толщина асбеста на матрице и в отверстии δ = 1.5 мм.

 

Рис. 2. Результаты теоретических расчетов распределения среднего размера зерна TiC по длине и радиусу экструдированного стержня.

 

На рис. 2 представлены результаты математического моделирования распределения среднего размера зерна TiC по длине и радиусу экструдированного стержня. Наибольшая разнородность по распределению размера зерна TiC наблюдается в начале стержня (длиной до 30 мм от формующей матрицы) при проходе формующей зоны. В дальнейшем, после 30 мм экструдированного СВС-стержня, наблюдается стабилизация среднего размера зерна TiC как по радиусу, так и по длине, составляющего 2.1 мкм.

 

Рис. 3. Микроструктура материала и размер зерен TiC в различных областях: 1 – область объемного деформирования, 2 – область, находящаяся на выходе из матрице, 3–5 – области сдвигового деформирования; зоны Z1–Z3 – изменение среднего размера зерна по радиусу.

 

Для установления реального распределения размеров зерен карбида титана по длине и радиусу экструдированных стержней были изучены 5 областей, а также проведены исследования размеров зерен TiC для материалов, полученных СВС без деформирования и СВС-прессованием, реализующим объемное деформирование. В качестве модельного был взят стержень диаметром 3 мм. Одна область была выбрана там, где синтезированный материал не претерпел сдвигового деформирования, а был лишь объемно спрессован (область 1 на рис. 3). Область 2 была выбрана там, где материал претерпел сдвиговое деформирование, но еще находится на границе выхода из формующей матрицы, т.е. контакт с направляющим калибром отсутствовал. Другие три области (3, 4 и 5) были взяты в экструдированном стержне на расстоянии 30, 140 и 200 мм от формующей матрицы. Микроструктура синтезированного материала во всех пяти областях в основном представлена округлыми зернами карбида титана, расположенными в нихромовой матрице. Для области 1 средний размер зерна карбида титана составил 4.056 мкм. В этой области в синтезированном материале по объему имеются поры и дефекты, которые концентрируются в основном по межзеренным границам карбида титана. После того как материал претерпел сдвиговое деформирование, дефекты и поры не были обнаружены. После экструдирования материала через формующую матрицу происходит резкое уменьшение среднего размера зерна TiC в 1.4 раза с 3.6 до 2.5 мкм. Такое уменьшение связано с высокой степенью деформации и резким перепадом температур после экструдирования стрежня.

Для установления среднего размера зерна TiC по радиусу экструдированного стержня (табл. 1) были выбраны три зоны: Z₁, Z₂, Z₃ (рис. 3). Зона 1 характеризуется как центр экструдированного стержня.

 

Таблица 1. Размер зерна TiC (мкм) в зависимости от области исследования

Область	Z1	Z2	Z3
1	4.056	-	-
2	3.613	3.608	3.471
3	3.487	3.206	2.624
4	3.101	2.964	2.382
5	2.774	2.648	2.078

 

Там наблюдается максимальный размер зерна TiC, что объясняется более продолжительным сохранением повышенной температура по сравнению с поверхностью стержня. За счет контакта поверхности экструдированного стержня с калибром происходит ее более интенсивное остывание по сравнению с центральной частью, что приводит к некоторому снижению размера зерна TiC. Это также подтверждается тем, что для области 2 средний размер зерна практически не изменяется, т.к. материал находится в формующей матрице и не контактирует с калибром.

Таким образом, установлено, что средний размер карбидного зерна TiC по длине экструдированного стержня изменяется от 2.5 до 3.6 мкм. При этом максимальный размер зерна наблюдается в области 2. По мере удаления от формующей зоны, на расстоянии более 30 мм, средний размер зерна практически не изменяется и находится в диапазоне 2.5–2.8 мкм. Для областей 3–5 средний размер зерна уменьшается примерно в 1.3 раза.

 

Рис. 4. Зависимости среднего размера зерна TiC от степени деформации (диаметра) экструдированного стержня: 1 – теория, максимальное значение; 2 – теория, минимальное значение; 3 – эксперимент, максимальное значение; 4 – эксперимент, минимальное значение; 5 – средний размер зерна; 6 – размер зерна после СВС без деформирования.

 

В работе установлено влияние степени деформации (ψ) синтезированного материала на средний размер зерна TiC (рис. 4). Степень деформации определяли как отношение разницы площадей поперечного сечения исходной заготовки и экструдированного стержня к площади поперечного сечения экструдированного стержня. Были взяты диаметры 3 (ψ = 0.99) и 10 мм (ψ =0.89), а в качестве промежуточных значений диаметров экструдированных стержней были выбраны диаметры 5 (ψ = 0.97) и 8 мм (ψ = = 0.93). Установлено, что с увеличением степени деформации синтезированного материала с 0.89 до 0.99 средний размер карбидного зерна практически линейно уменьшается от 2.7–3.6 до 2–2.5 мкм в зависимости от изучаемой зоны. Экспериментальные кривые (рис. 4, кривые 3 и 4) находятся в диапазоне полученных теоретических значений изменения среднего размера зерна, причем минимальные теоретические и экспериментальные значения на длине стержня от 25 до 230 мм расходятся на 1–5% (кривые 2 и 4). Максимальные расхождения в начальной части образца (меньше 10 мм), находящейся в матрице, составляют порядка 20% (кривые 1 и 3). В части образца от 10 до 25 мм максимальное расхождение теории и эксперимента составило 10%. Полученные результаты подтверждают согласованность разработанной математической модели с результатами экспериментальных исследований.

 

Рис. 5. Результаты математического моделирования зависимости размера зерна TiC от условий СВС-экструзии.

 

На основе математического моделирования установлено, что размер зерен TiC при СВС-экструзии существенным образом зависит и от условий теплоотвода. Так, при экструдировании в металлический калибр (рис. 5) наблюдается снижение среднего размера зерна TiC с 3.3 до 2.1 мкм, в случае экструдирования в кварцевую трубку – с 4.7 до 2.1 мкм. Это связано с тем, что при использовании кварцевой трубки (теплоемкость 670 Дж/(кг·°C)) синтезированный материал дольше находится при повышенной температуре по сравнению с металлической (теплоемкость 486 Дж/(кг·°C)). При этом установлено, что существенное изменение размера зерна наблюдается в областях 1 и 2. В областях 3–5 размер зерна TiC составил 2.1 мкм и не зависел от материала калибра.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Показано, что материал на основе TiC–NiCr обладает высокой технологической пластичностью (произошло удлинение образца по сравнению с исходной заготовкой в 6 раз), что важно для получения длинномерных стержней. Впервые методом СВС-экструзии получены длинномерные стержни диаметрами 3, 5, 8 и 10 мм из материала TiC–NiCr и установлена однородность структуры по длине и радиусу полученного стержня.

Установлено, что разработанная математическая модель и результаты экспериментов хорошо согласуются друг с другом. Так, результаты математического моделирования показали, что размер зерна TiC уменьшается от 4.25 до 2 мкм (в зависимости от степени деформации и диаметра формующей матрицы). Эксперимент в свою очередь показал, что без сдвигового деформирования средний размер зерна TiC составил 4.056 мкм, а в результате сдвигового деформирования он уменьшился до 2.5 мкм.

Математическая модель и результаты проведенных экспериментов показали, что на размер зерна влияют также условия теплоотвода. При экструдировании в металлический калибр диаметром 3 мм размер зерен TiC снижается от 3.3 до 2.1 мкм по сравнению с экструдированием в кварцевую трубку, где размер зерен уменьшается с 4.7 до 2.1 мкм.

Анализ полученных зависимостей показал, что максимальное расхождение теоретических расчетов и экспериментальных результатов составляет не более 10%, а для минимальных значений размера зерен TiC – не более 1–5%, что подтверждает хорошую согласованность разработанной модели с экспериментальными результатами.

КОНФЛИКТ ИНТЕРЕСОВ

Авторы заявляют, что у них нет конфликта интересов.

About the authors

M. С. Антипов

Институт структурной макрокинетики и проблем материаловедения им. А.Г. Мержанова Российской академии наук

Author for correspondence.
Email: mora1997@mail.ru
Russian Federation, 142432 Московская обл., Черноголовка, ул. Академика Осипьяна, 8

Л. С. Стельмах

Институт структурной макрокинетики и проблем материаловедения им. А.Г. Мержанова Российской академии наук

Email: mora1997@mail.ru
Russian Federation, 142432 Московская обл., Черноголовка, ул. Академика Осипьяна, 8

A. M. Столин

Институт структурной макрокинетики и проблем материаловедения им. А.Г. Мержанова Российской академии наук

Email: mora1997@mail.ru
Russian Federation, 142432 Московская обл., Черноголовка, ул. Академика Осипьяна, 8

П. М. Бажин

Институт структурной макрокинетики и проблем материаловедения им. А.Г. Мержанова Российской академии наук

Email: mora1997@mail.ru
Russian Federation, 142432 Московская обл., Черноголовка, ул. Академика Осипьяна, 8

References

Supplementary files