Changes in the structure of the Fe–Ni–Ti–C–B composite during hot plastic deformation

Full Text

ВВЕДЕНИЕ

Процесс самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) был открыт в 1967 г., однако только через 20 лет его начали использовать для получения монолитных композитов [1–4]. Главным недостатком таких композитов является развитая внутренняя пористость, снижающая их прочность [5, 6]. Для устранения пористости используют горячее прессование не успевшей остыть заготовки [7–9] или совмещение СВС с всесторонним прессованием [10–12]. Для получения композита с заданными размерами и формой предлагают применять метод СВС-экструзии [13], когда композит непосредственно во время синтеза выдавливают в отверстие из пресс-формы. При этом форма и размеры отверстия задают форму и размеры заготовки или детали. Процессы СВС-прессования и СВС-экструзии принципиально отличаются один от другого. Если при СВС-прессовании главная задача уплотнить материал за счет объемного сжатия, то при СВС-экструзии дополнительно решается задача формования готового изделия из уплотненного материала путем сдвигового деформирования композита. При всей привлекательности процессов СВС-прессования и СВС-экструзии оба имеют большой недостаток – необходимость создания сложного массивного оборудования, требующего отдельного помещения и специального технического обслуживания. Кроме того, процессы горения при СВС очень кратковременны, поэтому сложно установить точное время нахождения композита в состоянии, наиболее благоприятном для деформации. Особенно сложно уловить необходимый для выдавливания промежуток времени при СВС-экструзии. В связи с этим не стоит исключать более доступные технологии получения монолитных СВС-композитов, не требующие специального оборудования и отдельного помещения [5, 6]. Например, с точки зрения практической реализации весьма перспективен способ получения сэндвич-пластин, включающий 3 этапа: 1 – подготовка, перемешивание и загрузка исходной порошковой смеси в контейнер открытого типа в виде стальной трубы; 2 – помещение контейнера в электрическую печь и нагрев до температуры инициализации экзотермических реакций (950–1050°С); 3 – перенос заготовки сразу по завершению СВС в гидравлический пресс и горячее прессование с усилием 5 т [14, 15]. В результате формируются сэндвич-пластины, состоящие из наружного стального кожуха, диффузионно связанного с композитом, находящимся внутри. Экспериментально установлено, что такие композиты отличаются повышенной твердостью, прочностью и износостойкостью [16–18], но являются хрупкими при ударных нагрузках [18, 19]. Для таких композитов актуально проведение дополнительной термомеханической обработки, позволяющей уплотнить композит, изменить его структуру и свойства [15, 20].

Следует отметить, что до сих пор мало исследованы процессы деформационно-термической обработки монолитных СВС-композитов. Весьма трудно реализовать их пластическую деформацию при комнатной температуре. Наибольшие перспективы в области пластической деформации имеют композиты с алюминиевой и медной матрицами. Так, в работах [21–23] установлены условия практически неограниченной деформационной способности композитов с алюминиевой матрицей за счет протекания фазовых превращений при нагреве. В работах [24–29] показано, что интенсивная пластическая деформация композитов Cu/Mg и Cu/Nb в сочетании с термической обработкой позволяет получать уникальные свойства за счет сочетания высокой электропроводности и прочности. Очевидно, что сочетание деформации и нагрева является единственным способом реализации пластической деформации твердых и износостойких СВС-композитов. Авторы [30] показали положительное влияние на структуру и свойства композитов Al–3%TiC, Al–5%TiC, Al–10%TiC пластического деформирования, реализуемого проведением операций ковки и прокатки. После деформации зафиксировано уменьшение размеров скоплений частиц карбида титана, и, как следствие, повышение прочности композитов. В работе [15] экспериментально показано, что СВС-композит системы Cu–Ti–C–B может пластически деформироваться без разрушения за счет динамической рекристаллизации медной матрицы до истинной деформации е = 0.5 при температуре 800°С. Возможности пластической деформации СВС-композитов с более тугоплавкими матрицами Fe, Fe–Ni или Fe–Cr, с более высокими по сравнению с алюминиевой или медной матрицами температурами рекристаллизации, до сих пор не исследованы. Рассмотренные ранее в работах [31, 32] условия развития динамической рекристаллизации вполне могут реализоваться в железоникелевых или железохромоникелевых металлических матрицах СВС-композитов.

Цель работы – установить изменения структуры композита Fe–Ni–Ti–C–B при горячей пластической деформации, а также температуру и давление, необходимые для его пластической деформации без разрушения.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Исследована структура и твердость композита системы Fe–Ni–Ti–C–B, полученного в режиме безгазового твердофазного горения методом СВС при постоянной скорости перемещения фронта горения. Исходными материалами для синтеза были выбраны порошки Ni, Fe, Ti, C и В₄С, которые засыпали в стальную трубу (марка Ст3), выполняющую роль реактора открытого типа и внешней оболочки будущей заготовки одновременно [5, 9]. Порошки Fe и Ni формируют металлическую матрицу композита, а порошки Ti, C и B₄С представляют собой термореагирующие компоненты (ТРК), обеспечивающие протекание экзотермических реакций синтеза:

Ti + C → TiC + Q; (1)

3Ti + B₄C → TiC + 2TiB₂ + Q. (2)

Поскольку труба с исходной порошковой смесью не герметизирована, а СВС происходит в воздушной атмосфере, нельзя исключать реакцию горения углерода:

2С + О₂ → 2СО₂ + Q. (3)

Для получения композита использовали смесь, содержащую 50 мас.% Fe (порошок ПЖРВ-3 с размером частиц 40–100 мкм), 20 мас.% Ni (порошок ПНК-УТ3 с размером частиц 1–20 мкм) и 30 мас.% ТРК, поскольку ранее было показано [9], что именно такое количество ТРК позволяет получить минимальную пористость композита. ТРК состоит из порошка титана ПТМ-1 с размером частиц 15–45 мкм, карбида бора М20 (12–20 мкм), углерода технического П-804Т (1–4 мкм) [14]. Соотношение компонентов ТРК должно соответствовать полному осуществлению реакций (1) и (2) в стехиометрических пропорциях. Исходные порошки тщательно перемешивали в шаровой мельнице объемом 5 литров вместе с мелющими шарами из стали ШХ15. В ходе СВС происходит интенсивное газовыделение, поэтому получаемый композит имеет весьма пористое строение [8]. Для устранения пор заготовку сразу после завершения синтеза подвергали горячему прессованию, пока температура композита еще сохраняется на уровне 1100–1200°С. В результате происходит образование сэндвич-пластины (рис. 1). Как было показано ранее [9], внешняя стальная оболочка диффузионно связана с композитом и образует единое целое.

 

Рис. 1. Внешний вид сэндвич-пластины: 1 – композит; 2 – стальная оболочка.

 

Микроструктуру композита исследовали на сканирующем электронном микроскопе TESCAN VEGAII XMU с энергодисперсионной приставкой OXFORD с программным обеспечением INCA для локального определения химического состава фаз и структурных составляющих. Анализ структуры композита методом дифракции обратно рассеянных электронов (ДОРЭ) выполнен с помощью программного комплекса к приставке Oxford Nklnordlysf+. Средний размер аустенитного зерна определяли по 300 зернам. Зерна, имеющие углы разориентировки кристаллической решетки в двух соседних точках анализа более 15°, считали деформированными. Если внутри зерен углы разориентировки кристаллической решетки не превышают 2°¸ а субзерна разориентированы на 2°–15°, то это считали полигонизованной структурой (субструктурой). Зерна, внутри которых кристаллическая решетка в двух соседних точках анализа имеет углы разориентировки менее 2°, считаются рекристаллизованными.

Фазовый рентгеноструктурный анализ проводили на рентгеновском дифрактометре SHIMADZU в k_α-излучении хрома. Микротвердость измеряли на твердомере LEICА при нагрузках 100 и 1000 г.

Одноосную деформацию композита осуществляли на образцах, вырезанных из центральной части пластины в виде прямоугольного параллелепипеда размерами 5×5×7 мм. На торцы заготовки, контактирующие с инструментом, наносили графитовую смазку. При испытании каждый образец помещали в холодную печь и нагревали до заданной температуры. Температуру нагрева образцов контролировали хромель-алюмелевой термопарой, установленной на образце. Во время нагрева на образец действовало давление, которое задавали усилием на плунжер испытательной машины INSTRON 8801. Эксперименты проводили при начальном давлении в диапазоне 100–300 МПа с нагревом до температур 750–910°С. Режимы нагрева приведены на рис. 2.

 

Рис. 2. Режимы термомеханической обработки композита: а – режимы нагрева; б – режимы деформации.

 

Ранее при исследованиях горячей пластической деформации композита Сu–Ti–C–B нами было установлено, что пластическая деформация начинается при давлении не менее 100 МПа и температуре выше 650°С [15]. Учитывая более высокую температуру плавления, а значит, и рекристаллизации железоникелевой матрицы по сравнению с медной, в данном исследовании были выбраны более всокие температуры. Кроме того, расширен до 300 МПа диапазон давлений, поскольку способность железоникелевой матрицы к пластической деформации гораздо ниже по сравнению с медной.

Во время испытаний отслеживали перемещение плунжера, время и температуру образцов. Изменение высоты образцов определяли по перемещению пуансона во время испытания. Размеры образцов до и после испытаний измеряли микрометром и на инструментальном микроскопе, а затем рассчитывали истинную деформацию (е) по формуле:

e= ln(h₀/h), (4)

где h₀ – исходная высота образца, h – конечная высота образца.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

В результате СВС сформировался композит с аустенитной матрицей γ-(Fe,Ni) и армирующими частицами двух типов. Это частицы черного цвета правильной огранки размерами не более 5 мкм, соответствующие по химическому составу соединению TiB₂, и более мелкие частицы серого цвета глобулярной формы, соответствующие соединению TiC (рис. 3). Полученные ранее [9] результаты фазового рентгеноструктурного анализа показали присутствие во всех композитах γ-(Ni, Fe), TiC и TiB₂, Fe₂B, Ni₃Ti и NiTi (рис. 4). Согласно диаграмме состояния системы Ti–Ni [33], образование интерметаллидов Ni₃Ti и NiTi возможно при кристаллизации расплава по эвтектической реакции L → Ni₃Ti + NiTi при температуре 1118°С. При анализе микроструктуры композитов обнаружено присутствие продуктов эвтектических превращений характерного “скелетообразного” строения (на рис. 3 отмечены цифрами 4 и 5).

 

Рис. 3. Микроструктура композита Fe–Ni–Ti–C–B: 1 – матрица γ-(Ni,Fe); 2 – TiC; 3 – TiB₂; 4 – γ-(Ni,Fe)_эвт.; 5 – Fe₂B_эвт.

 

Рис. 4. Фрагмент дифрактограммы композита [9].

 

В работе [34] показано, что реакция (2) может протекать не полностью, а именно:

2Ti + B₄C = TiC + TiB₂ + 2B + Q. (5)

Образовавшийся атомарный бор легирует γ-Fe и может участвовать в формировании боридов железа при охлаждении композита. При содержании бора менее 10 мас.% в соответствии с диаграммой состояния системы Fe–B возможно протекание эвтектического превращения L ↔ γ-Fe + Fe₂B при температуре 1177°С [33]. В результате при охлаждении в композите образуется механическая смесь γ-Fe и Fe₂B скелетообразного строения. Никель растворяется в аустенитной матрице и в частицах TiC, TiB₂ и Fe₂B (табл. 1). При микрорентгеноспектральном анализе не удалось выявить интерметаллиды NiTi и Ni₃Ti, очевидно, из-за их малых размеров и небольшого количества.

 

Таблица 1. Химический состав фаз в композите Fe–Ni–Ti–C–B, отмеченных на рис. 3, мас. %

№ спектра	Fe	Ni	Ti	C	B
1	66	14	15	5	0
2	10	2	75	13	0
3	13	5	52	2	28
4	69	26	1	1	0
5	74	15	1	0	10

 

Таким образом, армирующие фазы в исследованном композите образуются как в результате СВС (это частицы TiC и TiB₂), так и в результате превращений при охлаждении пересыщенного твердого раствора матрицы (это частицы Ni₃Ti, NiTi, Fe₂B). Частицы армирующих фаз распределены неравномерно по объему композита, как показано на рис. 3). Сопоставляя данные рентгеноструктурного анализа и анализа фаз методом ДОРЭ, количественное соотношение фаз в композите имеет следующий вид, об.%: 60 γ-(Ni, Fe), 20 TiC, 14 TiB₂, 4 Fe₂B и не более 2 суммарно частицы NiTi и Ni₃Ti.

По данным карт рекристаллизации, полученных в результате анализа методом ДОРЭ, в матрице композита преобладают деформированные зерна (49%), полигонизованные зерна составили 26%, а рекристаллизованные – 25%. Это свидетельствует о протекании динамической рекристаллизации и динамической полигонизации во время горячего прессования заготовки после завершения СВС. Средний размер зерна аустенитной матрицы 5 мкм, преобладают большеугловые границы (рис. 5).

 

Рис. 5. Разориентировка зерен в аустенитной матрице исходного композита.

 

Микротвердость участков, обогащенных частицами TiB₂, достигает значений 1100 HV 0.1, а участков с наибольшим количеством частиц TiC – 850 HV 0.1. Области эвтектического строения имели твердость 530 HV 0.1. Интегральная твердость композита составила 650 HV 1.

После деформационно-термической обработки композита по режиму 1 с максимальной температурой 750°С и максимальным давлением 200 МПа (см. рис. 2) образец практически не деформировался: значение истинной деформации составило e = 0.008. Поверхность образцов сохранилась без изменений (участок А на рис. 6а). На некоторых участках наблюдали “разрыхление” композита. По химическому составу эти участки соответствовали эвтектической составляющей γ-Fe + Fe₂B (обозначена В на рис. 6). Подобное “разрыхление” наблюдали ранее при исследовании поверхности образцов с боридными покрытиями после термоциклирования под нагрузкой [35]. На отдельных участках поверхности наблюдали области, обогащенные одновременно титаном и никелем (обозначены С на рис. 6б). Очевидно, в этих областях после СВС образовались наноразмерные частицы интерметаллидов NiTi и Ni₃Ti, зафиксированные на дифрактограмме (рис. 4). Как и следовало ожидать, никаких структурных изменений в композите не зафиксировано (рис. 7а). При анализе методом ДОРЭ центральной части образца в зоне действия сжимающих напряжений зафиксировано 31 % рекристаллизованных и 69% деформированных зерен в аустенитной матрице композита. Преобладают малоугловые границы зерен (рис. 8а).

 

Рис. 6. Рельеф боковой поверхности образцов композита после деформационно-термической обработки: а и б – режим 1, e = 0.008; в, г – режим 2, e = 0.025; д, е – режим 3, e = 0.37; А – участки со структурой γ-Fe + TiC + TiB₂, B – эвтектика γ-Fe + Fe₂B, C – γ-Fe + NiTi + Ni₃Ti, стрелкой отмечено направление деформации.

 

Рис. 7. Микроструктура композита после обработок: а – режим 1; б – режим 2, в – режим 3.

 

Рис. 8. Разориентировки зерен аустенита в матрице композита после деформационно-термических обработок: а – режим 1; б - режим 2; в – режим 3.

 

После деформации по режиму 2 при более высокой конечной температуре 800°С и давлении 300 МПа зафиксирована истинная деформация e = 0.025. На боковой поверхности образца трещины отсутствовали, наблюдали дальнейшее развитие “разрыхления”, на некоторых участках сопровождающееся разворотом частиц борида железа Fe₂B параллельно поверхности (рис. 6в, г). В работе [35] было установлено, что выталкивание боридов Fe₂B и разворот частиц параллельно поверхности происходят за счет расклинивающего действия кислорода, проникающего вглубь образца по межфазным границам в области действия растягивающих напряжений. При этом кислород образует оксиды, в случае композита это NiO и FeO или их шпинель, разрывая связи между боридами и матрицей.

Оксиды создают дополнительный объем у основания частиц боридов, за счет чего происходит выталкивание и разворот игл вдоль поверхности образцов. Структура композита и размеры армирующих фаз после обработки по режиму 2 не изменились (рис. 7б). Значения твердости также сохранились на прежнем уровне. Анализ центральной части образца в зоне действия сжимающих напряжений методом ДОРЭ показал, что количество рекристаллизованных зерен увеличилось до 36%, а деформированных уменьшилось до 64%. По сравнению с режимом 1 зафиксировано меньшее количество большеугловых границ (рис. 8б).

Увеличение максимальной температуры нагрева до 910°С при максимальном давлении 300 МПа привело к более значительной деформации образца (e = 0.37). При этом на боковой поверхности образца в зонах действия растягивающих напряжений появились трещины, расположенные перпендикулярно направлению деформации (рис. 6д, е). Места расположения трещин соответствуют участкам эвтектической структуры γ-Fe + Fe₂B. В устье трещин наблюдали развернутые иглы боридов Fe₂B (рис. 6д). Глубина трещин не превышает 0.2 мм. Центральная часть образца испытывает сжимающие напряжения, поэтому остается неповрежденной. Металлическая матрица композита в центральной части образца содержит примерно равное количество деформированных (56 %) и рекристаллизованных (44) зерен. Количество зерен с большеугловыми границами увеличилось по сравнению с режимами 1 и 2 (рис. 8в). Следует отметить полное отсутствие субструктуры после всех трех режимов деформационно-термической обработки. Динамическая рекристаллизация в аустенитной матрице происходит полностью без стадии полигонизации. Карты разориентировок после трех режимов деформационно-термической отработки одинаковы и характерны для мелкозернистой структуры. Размер частиц упрочняющих фаз и неравномерный характер их распределения сохранился таким же, как и в исходном композите (рис. 7в).

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Композит системы Fe–Ni–Ti–C–B, полученный методом СВС, состоит из аустенитной матрицы γ-(Fe, Ni) и армирующих частиц карбида титана TiC и диборида титана TiB₂, образующихся в результате экзотермических реакций между исходными порошками титана, углерода и карбида бора. В композите зафиксированы частицы упрочняющих фаз Fe₂B, образовавшиеся в ходе эвтектического превращения L → γ-(Fe,Ni) + Fe₂B, а также Ni₃Ti и NiTi, образовавшиеся по эвтектическому превращению L → Ni₃Ti + NiTi. Частицы всех армирующих фаз распределены неравномерно по объему композита.

Одноосное сжатие образцов композита Fe–Ni–Ti–C–B показало, что его деформация начинается при температуре 800°С и давлении 300 МПа. Рекомендуемой температурой, для пластической деформации композита является 910°С, при которой получено е = 0.37. Деформация реализуется за счет динамической рекристаллизации железоникелевой матрицы. При этом неравномерный характер распределение частиц армирующих фаз и их размеры не изменились.

На боковой поверхности образцов в зоне действия растягивающих напряжений происходит образование трещин глубиной не более 0.2 мм, перпендикулярных направлению деформации, в областях эвтектического строения γ-(Fe, Ni) + Fe₂B. Для реализации деформации композита без образования трещин следует проводить ее в условиях всестороннего сжатия, например, в стальной оболочке, при температуре нагрева не ниже 910°С и давлении не менее 300 МПа.

Работа выполнена в рамках государственного задания ИМАШ УрО РАН по теме № 124020700063-3 на оборудовании ЦКП “Пластометрия”.

Авторы данной работы заявляют, что у них нет конфликта интересов.

About the authors

N. B. Pugacheva

Institute of Engineering Science, Ural Branch, Russian Academy of Sciences; Ural Federal University named after the First President of Russia B. N. Yeltsin

Author for correspondence.
Email: nata5-4@yandex.ru
Russian Federation, Ekaterinburg, 620049; Ekaterinburg, 620002

Т. M. Bykova

Institute of Engineering Science, Ural Branch, Russian Academy of Sciences; Ural Federal University named after the First President of Russia B. N. Yeltsin

Email: nata5-4@yandex.ru
Russian Federation, Ekaterinburg, 620049; Ekaterinburg, 620002

D. I. Kгyuchkov

Institute of Engineering Science, Ural Branch, Russian Academy of Sciences

Email: nata5-4@yandex.ru
Russian Federation, Ekaterinburg, 620049

References

Supplementary files