ФАЗООБРАЗОВАНИЕ В КЕРАМИЧЕСКИХ ПОКРЫТИЯХ НА ОСНОВЕ AlMgBi4
|
Аннотация
ВВЕДЕНИЕ 3
1 Литературный обзор 5
2 Материалы и методы исследований 15
2.1 Выбор материала для исследования 16
2.2 Получение сплава системы Al-Mg 16
2.3 Получение порошков сплава системы Al-Mg 19
2.4 Получение смеси и процесс получения AlMgBw 22
2.4.1 Получение порошковой смеси Al12Mg17:B 22
2.4.2 Самораспространяющийся высокотемпературный синтез с использованием
метода химической печи из смеси порошков Al12Mg17:B 23
2.5 Ионно-пламенное напыление AlMgBu 25
2.6 Скретч-тест поверхности образца 27
2.7 Гранулометрические исследования порошков 27
2.8 Рентгенофлуоресцентный анализ 28
2.9 Исследование структуры материалов 30
3 Результаты исследований и их обсуждения 31
3.1 Элементный анализ исходных материалов для получения AlMgB14 31
3.2 Микроструктура материалов 31
3.2.1 Микроструктура порошка Al12Mg17 31
3.2.2 Микроструктура порошковой смеси Al12Mg17:B 32
3.2.2 Микроструктура синтезированного порошка AlMgB14 33
3.3 Дисперсность материалов 34
3.3.1 Дисперсность порошка сплава Al-Mg 34
3.3.2 Дисперсность порошковой смеси Al12Mg17:B 35
3.3.3 Дисперсность синтезированного порошка AlMgB14 36
3.4 Рентгенофазовый анализ 37
3.4.1 Фазовый состав порошка AlnMgn 37
3.4.2 Фазовый состав синтезированного AlMgB14 с использованием метода
химической печи 37
3.5 Исследование свойств покрытий на основе синтезированного AlMgB14 38
ЗАКЛЮЧЕНИЕ 44
СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННОЙ ЛИТЕРАТУРЫ И ИСТОЧНИКОВ 46
ВВЕДЕНИЕ 3
1 Литературный обзор 5
2 Материалы и методы исследований 15
2.1 Выбор материала для исследования 16
2.2 Получение сплава системы Al-Mg 16
2.3 Получение порошков сплава системы Al-Mg 19
2.4 Получение смеси и процесс получения AlMgBw 22
2.4.1 Получение порошковой смеси Al12Mg17:B 22
2.4.2 Самораспространяющийся высокотемпературный синтез с использованием
метода химической печи из смеси порошков Al12Mg17:B 23
2.5 Ионно-пламенное напыление AlMgBu 25
2.6 Скретч-тест поверхности образца 27
2.7 Гранулометрические исследования порошков 27
2.8 Рентгенофлуоресцентный анализ 28
2.9 Исследование структуры материалов 30
3 Результаты исследований и их обсуждения 31
3.1 Элементный анализ исходных материалов для получения AlMgB14 31
3.2 Микроструктура материалов 31
3.2.1 Микроструктура порошка Al12Mg17 31
3.2.2 Микроструктура порошковой смеси Al12Mg17:B 32
3.2.2 Микроструктура синтезированного порошка AlMgB14 33
3.3 Дисперсность материалов 34
3.3.1 Дисперсность порошка сплава Al-Mg 34
3.3.2 Дисперсность порошковой смеси Al12Mg17:B 35
3.3.3 Дисперсность синтезированного порошка AlMgB14 36
3.4 Рентгенофазовый анализ 37
3.4.1 Фазовый состав порошка AlnMgn 37
3.4.2 Фазовый состав синтезированного AlMgB14 с использованием метода
химической печи 37
3.5 Исследование свойств покрытий на основе синтезированного AlMgB14 38
ЗАКЛЮЧЕНИЕ 44
СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННОЙ ЛИТЕРАТУРЫ И ИСТОЧНИКОВ 46
В настоящий момент актуальной задачей является разработка новых материалов, обладающих высокой износостойкостью, способных значительно продлить срок эксплуатации, повысить надежность и энергоэффективность механизмов за счёт снижения сил трения в зонах взаимодействия двух и более твёрдых тел. Твёрдые материалы являются перспективными для таких применений. Классическими примерами таких материалов являются: алмаз (70 ГПа), карбид бора (49 ГПа) и нитрид бора (45 ГПа).
В последние десятилетия материал, набирающий популярность в мировом научном сообществе, является многокомпонентный твердый материал AlMgBu (борид алюминия- магния, БАМ). Повышенный интерес к этому материалу связан с сочетанием его уникальных физико-механических свойств:
- высокая твёрдость (27-32 Г11а);
- низкий коэффициент трения (0.08-0.02);
- электрическая проводимость;
- низкая плотность (р = 2.59 г/см3);
- высокая химическая стабильность;
- близкий к титану и стали коэффициент теплового расширения (КТР = 94О-6 K-1).
Благодаря сочетанию этих уникальных свойств открываются новые возможности применения твёрдых материалов на основе AlMgBw в различных отраслях промышленности. В частности, такие материалы являются перспективными для применения в медицине, авиастроении и машиностроении, в качестве твёрдых износостойких материалов и покрытий для узлов трения деталей машин (валов, поршней, подшипников), турбин, режущих инструментов и покрытий на стеклянные поверхности.
Первые исследования этого материала (AlMgBw) были проведены зарубежными учеными V. I. Matkovich и J. Economy в 1970 году [1]. Они показали, что AlMgBw имеет структуру орторомбического монокристалла. В 1983 году I. Higashi и Т. Ito провели уточнение ранее полученной структуры AlMgBu [1]. Установлено, что этот материал имеет коэффициент температурного расширения сопоставимый с другими широко используемыми материалами, такими как сталь и бетон. Интенсивное исследование структуры и свойств AlMgBi4 началось только с 1999 года в лаборатории Ames (США) под руководством В. Cook [2].
Для получения материалов на основе AlMgBi4 используются различные методы, такие как высокотемпературное вакуумное спекание, горячее прессование, искровое плазменное спекание, а также метод самораспространяющегося высокотемпературного синтеза. Основываясь на том, что оптимальная температура спекания AlMgBw составляет 1400 ±100 °C, а температуры плавления алюминия (660 °C) и магния (650 °C) значительно ниже, то для обеспечения необходимого равномерного распределения исходных компонентов в процессе спекания достаточно подобрать оптимальный режим. В противном случае в получаемых керамических изделиях будут формироваться сторонние примесные фазы, такие как AIB2, MgB2, AIB12 и другие. Присутствие таких фаз способно существенно влиять на физико-механические свойства AlMgBi4 [1].
Известно, что металлические порошки алюминия и магния покрыты оксидными пленками. Во время спекания такие пленки реагируют между собой, образуя примесь — шпинель MgA12O4. Присутствие такой примеси в керамических изделиях приводит к снижению физико-механических свойств.
Для решения описанной выше проблемы ученые D. Roberts - 2009 г. [3], Jian - Xin Yan - 2012 г. [4] и Z. Xie - 2017 г. [5] предложили подходы к смешиванию и обработке порошков в условиях инертной среды, такой как аргон [6]. Применение инертной среды обусловлено тем, что в процессе смешивания могут происходить различные химические процессы, которые способствуют образованию вредных примесей в конечных керамических изделиях и покрытиях. Инертная среда препятствует этим процессам, что позитивно сказывается на конечном материале.
Таким образом, актуальной задачей является разработка научно-технологических основ получения керамических изделий и покрытий на основе AlMgB14 с содержанием целевой фазы не ниже 98 масс. %. Для решения этой задачи в работе предложен оригинальный способ получения материалов, состоящий в использовании заранее подготовленного порошка интерметаллической фазы Al^Mgn с содержанием целевой фазы 100 %.
Цель работы: экспериментальное исследование фазообразования в керамических покрытиях на основе AlMgB14.
Для достижения цели необходимо:
1. Провести анализ литературы по тематике исследования.
2. Получить сплав системы Al-Mg состоящий из хрупкой интерметаллической фазы Al12Mg17.
3. Провести механическую активацию в планетарной мельнице при различных продолжительностях обработки. Определить оптимальную продолжительность механической активации.
4. Провести механическую активацию порошковой смеси Al-Mg-B.
5. Исследовать структуру и свойства полученных материалов.
В последние десятилетия материал, набирающий популярность в мировом научном сообществе, является многокомпонентный твердый материал AlMgBu (борид алюминия- магния, БАМ). Повышенный интерес к этому материалу связан с сочетанием его уникальных физико-механических свойств:
- высокая твёрдость (27-32 Г11а);
- низкий коэффициент трения (0.08-0.02);
- электрическая проводимость;
- низкая плотность (р = 2.59 г/см3);
- высокая химическая стабильность;
- близкий к титану и стали коэффициент теплового расширения (КТР = 94О-6 K-1).
Благодаря сочетанию этих уникальных свойств открываются новые возможности применения твёрдых материалов на основе AlMgBw в различных отраслях промышленности. В частности, такие материалы являются перспективными для применения в медицине, авиастроении и машиностроении, в качестве твёрдых износостойких материалов и покрытий для узлов трения деталей машин (валов, поршней, подшипников), турбин, режущих инструментов и покрытий на стеклянные поверхности.
Первые исследования этого материала (AlMgBw) были проведены зарубежными учеными V. I. Matkovich и J. Economy в 1970 году [1]. Они показали, что AlMgBw имеет структуру орторомбического монокристалла. В 1983 году I. Higashi и Т. Ito провели уточнение ранее полученной структуры AlMgBu [1]. Установлено, что этот материал имеет коэффициент температурного расширения сопоставимый с другими широко используемыми материалами, такими как сталь и бетон. Интенсивное исследование структуры и свойств AlMgBi4 началось только с 1999 года в лаборатории Ames (США) под руководством В. Cook [2].
Для получения материалов на основе AlMgBi4 используются различные методы, такие как высокотемпературное вакуумное спекание, горячее прессование, искровое плазменное спекание, а также метод самораспространяющегося высокотемпературного синтеза. Основываясь на том, что оптимальная температура спекания AlMgBw составляет 1400 ±100 °C, а температуры плавления алюминия (660 °C) и магния (650 °C) значительно ниже, то для обеспечения необходимого равномерного распределения исходных компонентов в процессе спекания достаточно подобрать оптимальный режим. В противном случае в получаемых керамических изделиях будут формироваться сторонние примесные фазы, такие как AIB2, MgB2, AIB12 и другие. Присутствие таких фаз способно существенно влиять на физико-механические свойства AlMgBi4 [1].
Известно, что металлические порошки алюминия и магния покрыты оксидными пленками. Во время спекания такие пленки реагируют между собой, образуя примесь — шпинель MgA12O4. Присутствие такой примеси в керамических изделиях приводит к снижению физико-механических свойств.
Для решения описанной выше проблемы ученые D. Roberts - 2009 г. [3], Jian - Xin Yan - 2012 г. [4] и Z. Xie - 2017 г. [5] предложили подходы к смешиванию и обработке порошков в условиях инертной среды, такой как аргон [6]. Применение инертной среды обусловлено тем, что в процессе смешивания могут происходить различные химические процессы, которые способствуют образованию вредных примесей в конечных керамических изделиях и покрытиях. Инертная среда препятствует этим процессам, что позитивно сказывается на конечном материале.
Таким образом, актуальной задачей является разработка научно-технологических основ получения керамических изделий и покрытий на основе AlMgB14 с содержанием целевой фазы не ниже 98 масс. %. Для решения этой задачи в работе предложен оригинальный способ получения материалов, состоящий в использовании заранее подготовленного порошка интерметаллической фазы Al^Mgn с содержанием целевой фазы 100 %.
Цель работы: экспериментальное исследование фазообразования в керамических покрытиях на основе AlMgB14.
Для достижения цели необходимо:
1. Провести анализ литературы по тематике исследования.
2. Получить сплав системы Al-Mg состоящий из хрупкой интерметаллической фазы Al12Mg17.
3. Провести механическую активацию в планетарной мельнице при различных продолжительностях обработки. Определить оптимальную продолжительность механической активации.
4. Провести механическую активацию порошковой смеси Al-Mg-B.
5. Исследовать структуру и свойства полученных материалов.
В процессе выполнения выпускной квалификационной работы получен комплекс экспериментальных данных о фазовом составе, структуре и свойствах AlMgBu, полученных методам самораспространяющегося высокотемпературного синтеза порошковой смеси Ali2Mgn:B. Проведены исследования свойств покрытий на основе AlMgBi4. Сделаны следующие выводы:
1. После проведения рентгенофлуоресцентного анализа (РФлА) установлено, что сплав Al-Mg, полученный прямым сплавлением слитков алюминия и магния имеет практически равновесное содержание основных компонентов с минимальным содержанием кислорода.
2. Исходя из данных растровой электронной микроскопии (РЭМ) обнаружено, что порошок имеет обособленные частицы неправильной формы, что характерно для материалов после механической обработки. Установлено, что материал представлен равномерным распределением агломерированных частиц размером до 5 мкм.
3. EDS-исследования синтезированного порошка AlMgBi4 методом СВС показали, что морфология представлена частицами неправильной формы размером 2-5 мкм.
4. Установлено, что при увеличении продолжительности механической активации с 40 до 200 минут средний размер частиц уменьшается с 29 до 19 мкм.
5. Обнаружено, что средний размер частиц порошковой смеси AlizMgi-zB после 1 часа обработки в планетарной мельнице составляет 300 нм, после 2 часов - 1200 нм и после 3 часов - 400 нм.
6. Показано, что порошок полученный самораспространяющимся высокотемпературным синтезом с использованием метода химической печи имеет унимодальное распределение частиц со средним размером 3,45 мкм, размер отдельных мелких частиц составил 150 нм.
7. Исходя из данных рентгенофазового анализа (РФА) установлено, что все рефлексы дифрактограммы представлены хрупкой интерметаллической фазой Ali2Mgi7, что в свою очередь согласуется с диаграммой состояния системы Al-Mg и находится в эвтектической области.
8. Установлено, что при использовании микроразмерного интерметаллического порошка Ali2Mgi7 материалы обладают большей степенью кристалличности по сравнению с материалом, полученным из формы стружки.
9. Установлено что, наилучшими показателями адгезионных свойств обладают покрытия AlMgBi4 на подложках из стали и ВК8.
10. Результаты исследований элементного состава поперечного сечения подложки с покрытием показали, что частицы магния распределены по всему объему полученного покрытия, в то время как концентрация кислорода преобладает на границе раздела покрытие-подложка. В процессе ионно-пламенного распыления мишени AlMgBi4 в полученном покрытии осаждаются частицы алюминия, магния и бора в количествах, достаточных для формирования AlMgBi4.
1. После проведения рентгенофлуоресцентного анализа (РФлА) установлено, что сплав Al-Mg, полученный прямым сплавлением слитков алюминия и магния имеет практически равновесное содержание основных компонентов с минимальным содержанием кислорода.
2. Исходя из данных растровой электронной микроскопии (РЭМ) обнаружено, что порошок имеет обособленные частицы неправильной формы, что характерно для материалов после механической обработки. Установлено, что материал представлен равномерным распределением агломерированных частиц размером до 5 мкм.
3. EDS-исследования синтезированного порошка AlMgBi4 методом СВС показали, что морфология представлена частицами неправильной формы размером 2-5 мкм.
4. Установлено, что при увеличении продолжительности механической активации с 40 до 200 минут средний размер частиц уменьшается с 29 до 19 мкм.
5. Обнаружено, что средний размер частиц порошковой смеси AlizMgi-zB после 1 часа обработки в планетарной мельнице составляет 300 нм, после 2 часов - 1200 нм и после 3 часов - 400 нм.
6. Показано, что порошок полученный самораспространяющимся высокотемпературным синтезом с использованием метода химической печи имеет унимодальное распределение частиц со средним размером 3,45 мкм, размер отдельных мелких частиц составил 150 нм.
7. Исходя из данных рентгенофазового анализа (РФА) установлено, что все рефлексы дифрактограммы представлены хрупкой интерметаллической фазой Ali2Mgi7, что в свою очередь согласуется с диаграммой состояния системы Al-Mg и находится в эвтектической области.
8. Установлено, что при использовании микроразмерного интерметаллического порошка Ali2Mgi7 материалы обладают большей степенью кристалличности по сравнению с материалом, полученным из формы стружки.
9. Установлено что, наилучшими показателями адгезионных свойств обладают покрытия AlMgBi4 на подложках из стали и ВК8.
10. Результаты исследований элементного состава поперечного сечения подложки с покрытием показали, что частицы магния распределены по всему объему полученного покрытия, в то время как концентрация кислорода преобладает на границе раздела покрытие-подложка. В процессе ионно-пламенного распыления мишени AlMgBi4 в полученном покрытии осаждаются частицы алюминия, магния и бора в количествах, достаточных для формирования AlMgBi4.
