INVESTIGATION OF THE POSSIBILITY OF INTRODUCING A LEAVING POWDER NICKEL ADDITIVE IN THE COMPOSITION OF THE MATRIX BASES OF Al AND Al-Cu

Full Text

Алюмоматричные композиционные сплавы приобрели широкое распространение во многих сферах промышленности, особенно в авиа- и машиностроении, за счет своих высоких технологических свойств, малой плотности и высокой удельной прочности [1]. При этом к числу наиболее перспективных можно с уверенностью отнести дисперсно-армированные сплавы. В последних обзорах [2, 3] приводятся наиболее часто используемые соединения для формирования упрочняющей дисперсной фазы: оксиды (Al2O3, Y2O3), карбиды (SiC, TiС), нитриды (Si3N4, AlN), гидриды (TiH2) и бориды (TiB2). И этот путь повышения механических свойств действительно является оправданным: наличие в структуре пластичной основы алюминия высокопрочных и нерастворяющихся частиц позволяет получить высокие механические свойства при сохранении малого удельного веса конечного сплава. Однако концентрация любой армирующей фазы все же имеет предельное значение, а дальнейшее повышение механических свойств за счет измельчения дисперсных частиц вплоть до наноуровня - весьма распространенное в настоящее время направление исследования - сопряжено с целым рядом нерешенных проблем, и потому его реализация является довольно затруднительной. Вместе с тем существует еще один очевидный способ повышения технологических и механических свойств сплавов - введение одного или нескольких компонентов, малорастворимых в алюминии. Присутствие второй фазы приведет к снижению температуры ликвидус, что положительно скажется на литейных характеристиках, а кроме того, проявится эффект дисперсионного упрочнения, особенно если кристаллизующаяся фаза будет иметь глобулярную форму и равномерное распределение по объему сплава [4]. К примеру, в недавних исследования ученых СамГТУ было показано, что введение 5 масс.% Cu в расплав алюминия приводит за счет формирования фазы CuAl2 к увеличению твердости сплава с 20 до 45 НВ, а прочности - с 60 до 125 МПа [5]. Анализ состояния вопроса также показал, что с этой точки зрения особенно привлекательной является добавка никеля, поскольку формирование эвтектической фазы NiAl3 в составе, например, сплава Al-4%Ni позволяет снизить интервал кристаллизации со 170 до 143 °С и это благоприятным образом сказывается на показателях горячеломкости [4], а кроме того, для данной фазы характерна глобулярная морфология, что положительно влияет на пластичность и вязкость разрушения сплава. Известно, что в настоящее время получена целая серия современных жаропрочных алюминиевых сплавов под общим названием «никалины» с содержанием никеля в количестве не более 4 % [4], отличительной особенностью которых наряду с высокой прочностью является дороговизна, что связано с необходимостью приобретения промежуточных сплавов-лигатур, содержащих никель. Следовательно, возникает необходимость разработки альтернативного, более дешевого способа ввода никеля в состав матричного алюминия. В данном исследовании была поставлена цель - изучение возможности ввода легирующей добавки никеля в состав алюминиевой и алюминиевой - медной матричных основ в виде элементного металлического порошка, а также никеля в составе его оксида. Согласно двойной диаграмме состояния, приведенной на рис. 1, в системе со стороны алюминия имеет место эвтектическое превращение, температура которого колеблется в пределах 630-640 °С, а концентрация эвтектической точки - в пределах 5,3-6,4 масс.% Ni. Температура перитектического превращения, при котором образуется соединение NiAl3, определена равной 854 °С [6]. Исходя из этих данных было принято решение, что следует вводить 4 масс.% никеля (марка ПНК-1 по ГОСТ 9722-97) или оксида никеля (по ГОСТ 17607-72) при температуре расплава алюминия (марка А7 по ГОСТ 11069-2001) не более 850 °С. С целью увеличения полноты усвоения необходимая масса порошка никеля или оксида никеля делилась на отдельные навески (2-3 штуки), каждая из которых заворачивалась в алюминиевую фольгу. После достижения расплавом необходимой температуры навески вводились поочередно, притапливались металлическим черпаком и расплав активно перемешивался. Далее следовала выдержка в течение 30 мин, после чего расплав заливался в стальной кокиль. Изготовление металлографических шлифов проводили на шлифовально-полировальной машине ПОЛИЛАБ П12МА с приставкой для работы в автоматическом режиме. Применяли алмазные суспензии Aka-mono дисперсностью 6 мкм, 3 мкм и 1 мкм. Для выявления микроструктуры проводили травление образцов раствором 50% HF+50% HNO3 в течение 10÷15 секунд. Металлографический анализ осуществляли на растровом электронном микроскопе Jeol JSM-6390A. Съемка рентгеновских спектров производилась на автоматизированном дифрактометре марки ARL X’trA (Thermo Scientific) с использованием Cu-излучения при непрерывном сканировании в интервале углов 2θ от 20 до 80 град со скоростью 2 град/мин. Испытания на растяжение проводились на разрывной машине Inspekt 200 по ГОСТ 1497-84. Рис. 1. Диаграмма состояния сплава Al-Ni В полученных образцах сплава Al-4%Ni вне зависимости от исходного вида вводимого никеля было зафиксировано достаточное количество частиц второй фазы. Микроструктура полученных образцов представлена на рис. 2. а б Рис. 2. Микроструктура образцов сплава Al-4%Ni: а - никель введен в составе металлического порошка; б - никель введен в составе оксида NiO Проведенный локальный рентгеноспектральный анализ (ЛРСА) в обоих случаях зафиксировал наличие никеля в составе образующейся фазы (рис. 3). На основании результатов можно сделать вывод, что оба способа ввода никеля показали удовлетворительную степень усвоения никеля, а состав синтезируемой фазы приблизительно соответствует составу целевой фазы NiAl3. а б Рис. 3. ЛРСА образцов сплава Al-4%Ni: а - никель введен в составе металлического порошка; б - никель введен в составе оксида NiO Поскольку предыдущие исследования показали эффективность легирования матричного алюминия медью, дальнейшие эксперименты по вводу порошкового никеля или его оксида проводились на основе состава Al-5масс.%Cu. С этой целью в расплав технического алюминия при температуре 800 °С сначала вводился порошок меди (марки ПМС-1) в количестве 5 % от массы плавки с последующей выдержкой в течение 30 мин, далее следовал нагрев расплава до 850 °С и потом поочередный ввод навесок никеля или его оксида. Структура полученных образцов приведена на рис. 4. Несмотря на то, что в литературе отсутствуют достаточные сведения об этой тройной системе, можно предположить, что добавление никеля должно также приводить к формированию фазы NiAl3 (эвтектического или первичного происхождения) и повышению содержания меди в алюминиевой матрице. а б Рис. 4. Микроструктура образцов сплава Al-5%Cu- 4%Ni: а - никель введен в составе металлического порошка; б - никель введен в составе оксида NiO Действительно, и в присутствии меди в составе матричного сплава формируется похожая фаза, которая, по данным проведенного затем ЛРСА, также, по всей вероятности, представляет собой фазу NiAl3 (рис. 5). Необходимо отметить, что ввод никеля в составе оксида имеет некоторое преимущество, так как его плотность составляет 6,67 г/см3, а температура разложения 1230 °С, тогда как эти свойства и у элементного порошка никеля - 8,9 г/см3 и 1455°С соответственно, поэтому вероятность более полного распределения в составе расплава именно оксида будет более высокой. Поэтому в заключение исследования были изучены прочностные характеристики образца, полученного на основе тройной системы Al-5%Cu-4%Ni посредством добавления оксида никеля. Диаграмма растяжения полученного сплава приведена на рис. 6, остальные механические свойства - в таблице. Механические свойства Образец σ0,2 [MПa] σв [MПa] δ [%] ψ [%] Al (А7) - 60 20 - Al-5%Cu-4%Ni 75 133 6,5 10,8 Таким образом, на основании проведенных исследований по изучению возможности ввода легирующей добавки порошкового никеля в состав алюминиевой и алюминиево-медной матриц были сделаны следующие выводы: 1. Экспериментально показана возможность ввода никеля как в виде металлического элементного порошка, так и в виде оксида NiO в состав матричных основ Al и Al-5%Cu, при этом в обоих случаях фиксируется формирование целевой дисперсной фазы NiAl3 эвтектического состава. 2. Наличие в составе сплава соединений меди и никеля приводит к существенному увеличению прочностных характеристик исходного матричного сплава. а б Рис. 5. ЛРСА образцов сплава Al-5%Cu- 4%Ni: а - никель введен в составе металлического порошка; б - никель введен в составе оксида NiO Рис. 6. Исследование прочности образца Al-5%Cu-4%Ni, полученного на основе оксида никеля

About the authors

Alfiya R Lutz

Samara State Technical University

(Ph.D. (Techn.)), Associate Professor. 244, Molodogvardeyskaya st., Samara, 443100, Russian Federation

Anton D Rybakov

Samara State Technical University

Graduate Student. 244, Molodogvardeyskaya st., Samara, 443100, Russian Federation

Maksim K Ionov

Samara State Technical University

Graduate Student. 244, Molodogvardeyskaya st., Samara, 443100, Russian Federation

References

Supplementary files