Влияние параметров механохимического синтеза на структуру, фазовый состав и свойства порошков системы Al-Cu-Fe для газотермического напыления, содержащих квазикристаллическую фазу

Методом механохимического синтеза из смеси порошков алюминия, меди и железа получены композиционные порошки, содержащие наряду с аморфной и кристаллическими фазами квазикристаллическую ψ-фазу. Последующий отжиг при температуре 680 °С в течение 2 ч увеличивает содержание ψ-фазы до 96 %. Composite po...

Ausführliche Beschreibung

Gespeichert in:

Bibliographische Detailangaben
Veröffentlicht in:	Автоматическая сварка
Datum:	2008
Hauptverfasser:	Борисова, А.Л., Борисов, Ю.С., Адеева, Л.И., Туник, А.Ю., Карпец, М.В., Бурлаченко, А.Н.
Format:	Artikel
Sprache:	Russisch
Veröffentlicht:	Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України 2008
Schlagworte:	Научно-технический раздел
Online Zugang:	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/100556
Tags:	Tag hinzufügen Keine Tags, Fügen Sie den ersten Tag hinzu!
Назва журналу:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Zitieren:	Влияние параметров механохимического синтеза на структуру, фазовый состав и свойства порошков системы Al-Cu-Fe для газотермического напыления, содержащих квазикристаллическую фазу / А.Л. Борисова, Ю.С. Борисов, Л.И. Адеева, А.Ю. Туник, М.В. Карпец, А.Н. Бурлаченко // Автоматическая сварка. — 2008. — № 9 (665). — С. 19-27. — Бібліогр.: 13 назв. — рос.

Institution

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

_version_	1859844119570939904
author	Борисова, А.Л. Борисов, Ю.С. Адеева, Л.И. Туник, А.Ю. Карпец, М.В. Бурлаченко, А.Н.
author_facet	Борисова, А.Л. Борисов, Ю.С. Адеева, Л.И. Туник, А.Ю. Карпец, М.В. Бурлаченко, А.Н.
citation_txt	Влияние параметров механохимического синтеза на структуру, фазовый состав и свойства порошков системы Al-Cu-Fe для газотермического напыления, содержащих квазикристаллическую фазу / А.Л. Борисова, Ю.С. Борисов, Л.И. Адеева, А.Ю. Туник, М.В. Карпец, А.Н. Бурлаченко // Автоматическая сварка. — 2008. — № 9 (665). — С. 19-27. — Бібліогр.: 13 назв. — рос.
collection	DSpace DC
container_title	Автоматическая сварка
description	Методом механохимического синтеза из смеси порошков алюминия, меди и железа получены композиционные порошки, содержащие наряду с аморфной и кристаллическими фазами квазикристаллическую ψ-фазу. Последующий отжиг при температуре 680 °С в течение 2 ч увеличивает содержание ψ-фазы до 96 %. Composite powders containing quasi-crystalline ψ-phase, along with amorphous and crystalline phases, were produced from a mixture of aluminium, copper and iron powders by the method of mechanical-chemical synthesis. Subsequent annealing at 680 °C for 2 h allows increasing the ψ-phase content up to 96 %.
first_indexed	2025-12-07T15:38:46Z
format	Article
fulltext	УДК 621.793.7 ВЛИЯНИЕ ПАРАМЕТРОВ МЕХАНОХИМИЧЕСКОГО СИНТЕЗА НА СТРУКТУРУ, ФАЗОВЫЙ СОСТАВ И СВОЙСТВА ПОРОШКОВ СИСТЕМЫ Al–Сu–Fe ДЛЯ ГАЗОТЕРМИЧЕСКОГО НАПЫЛЕНИЯ, СОДЕРЖАЩИХ КВАЗИКРИСТАЛЛИЧЕСКУЮ ФАЗУ А. Л. БОРИСОВА, Ю. С. БОРИСОВ, доктора техн. наук, Л. И. АДЕЕВА, А. Ю. ТУНИК, кандидаты техн. наук, М. В. КАРПЕЦ, д-р физ.-мат. наук, А. Н. БУРЛАЧЕНКО, инж. (Ин-т электросварки им. Е. О. Патона НАН Украины) Методом механохимического синтеза из смеси порошков алюминия, меди и железа получены композиционные порошки, содержащие наряду с аморфной и кристаллическими фазами квазикристаллическую ψ-фазу. Последующий отжиг при температуре 680 °С в течение 2 ч увеличивает содержание ψ-фазы до 96 %. К л ю ч е в ы е с л о в а : механохимический синтез, газотер- мическое напыление, порошок системы Al–Сu–Fe, способы получения, квазикристаллическая фаза, структура, фазовый состав Концепция механического легирования (в после- дующем процесс получил название механохими- ческого синтеза — МХС) была предложена в 1970-х годах Дж. С. Бенджамином [1, 2]. Меха- ническое легирование представляет собой твер- дофазный процесс обработки порошковых мате- риалов, который включает повторяющиеся опе- рации измельчения, сварки и разрушения частиц порошка при работе высокоэнергетической ша- ровой мельницы [3–5]. Путем МХС можно син- тезировать в смеси элементарных или предвари- тельно легированных порошков различные равно- весные и неравновесные фазы. Синтезированные таким образом неравновесные фазы включают пе- ренасыщенные твердые растворы, метастабиль- ные кристаллические и квазикристаллические фа- зы, наноструктуры и аморфные сплавы [3]. В общих чертах процесс МХС заключается в том, что в аттриторе частицы металлов, попадая между шарами, деформируются, наклепываются и дро- бятся. Новая ювенильная поверхность, образовав- шаяся в результате разрушения частиц, создает возможность для их сваривания, что приводит к увеличению размера частиц и образованию кон- гломератов, которые приобретают при этом харак- терную слоистую структуру, состоящую из раз- ных комбинаций исходных компонентов (рис. 1, а). После размола на протяжении некоторого пе- риода времени наступает равновесие между раз- витием процесса сварки, способствующим увели- чению размера частиц, и дроблением, приво- дящим к уменьшению размера частиц формиру- ющегося порошка (рис. 1, б). Энергия, которая передается частицам в момент удара, частично превращается во внутреннюю энергию молекул. Релаксация запасенной энергии может происхо- дить разными путями, в том числе в результате возбуждения химической реакции. Осуществление химической реакции в процессе МХС становится возможным благодаря тому, что механическая энергия при соударении передается в зону субмикроскопического контакта в течение малого промежутка времени (1⋅10–12…1⋅10–13 с). Возникающие при этом локальные напряжения © А. Л. Борисова, Ю. С. Борисов, Л. И. Адеева, А. Ю. Туник, М. В. Карпец, А. Н. Бурлаченко, 2008 Рис. 1. Образование композиционных частиц (а) и динамика распределения их размера d в процессе МХС (б) [3]: τ — время размола 9/2008 19 могут превосходить энергию химической связи, а релаксация упругой энергии сопровождается пе- регруппировкой межатомных связей, т. е. хими- ческим актом возникновения нового вещества. МХС является перспективным направлением в производстве порошков для газотермического напыления и имеет ряд преимуществ по сравне- нию с традиционными способами получения по- рошков, в том числе системы Al–Сu–Fe, содер- жащих квазикристаллическую фазу [3, 6, 7]. Свойства и структура порошков во многом оп- ределяются способами их получения. В ранее опубликованных нами работах [8–10] были про- анализированы различные способы получения квазикристаллических порошков для газотерми- ческого напыления. В настоящей работе приведены результаты ис- следования процессов получения порошков, со- держащих квазикристаллическую фазу, путем твердофазной диффузии при МХС. При этом ис- следовано влияние параметров МХС и последу- ющей термической обработки на фазовый состав и структуру частиц, получаемых из порошковой смеси, близкой по химическому составу к области существования квазикристаллической ψ-фазы [6]. Методика проведения эксперимента. Про- цесс МХС осуществляли в лабораторном аттри- торе, разработанном и изготовленном в ИЭС им. Е. О. Патона (рис. 2, а), и в трибореакторе (пла- нетарной мельнице) производства ЗАО «Актива- тор» г. Новосибирск (рис. 2, б). Вращающаяся ме- шалка аттритора перемешивает шары, доводя их кинетическую энергию до высокого уровня. Ско- рость вращения мешалки может ступенчато изме- няться от 63 до 960 об/мин. В трибореакторе к центральной оси, которая вращалась со скоростью v1 = 1000 об/мин, кре- пились барабаны с реакционной смесью и мелю- щими шарами, которые вращались вокруг своей оси со скоростью v2 = 1500 об/мин. Для исследования исходных и синтезирован- ных порошков применяли комплексную методи- ку, включающую металлографию, дюрометричес- кий анализ, растровую электронную микроско- пию, рентгеноструктурный фазовый анализ (РСФА). Рентгеновские исследования выполняли как при комнатной температуре, так и при нагреве в температурном интервале 20…900 °С с исполь- зованием высокотемпературной приставки УВД- 2000 в среде гелия. Содержание ψ-фазы опреде- ляли по методике Сорделета [11]. Для этого запись рентгенограмм проводили в угловом интервале расположения наиболее сильных дифракционных максимумов основных фаз — 40 < 2θ < 50°. Для изучения влияния изотермического отжи- га на фазовый состав порошков, полученных МХС, их в прессованном и непрессованном сос- тоянии помещали в трубчатую печь, продуваемую аргоном, и отжигали при температуре 680 °С в течение 2 ч. Прессование проводили на гидрав- лическом прессе с усилием 40 кН. Поскольку в процессе размола порошков в ре- зультате истирания шаров и стенок камеры не- избежно происходит намол железа в шихту, ее состав необходимо постоянно корректировать с тем, чтобы не выйти за пределы области сущест- вования квазикристаллической ψ-фазы с икоса- эдрической решеткой. Согласно рекомендациям [12, 13] состав шихты должен отвечать формуле Al70Cu20Fe10, а при введении дополнительного ко- личества железного порошка при размоле — приближаться к заданному (Al63Cu25Fe12). Для устранения налипания порошка на стенки камеры аттритора или барабана планетарной мельницы, а также для облегчения процесса сфе- роидизации образующихся в процессе МХС ком- позиционных частиц в шихту добавляли 30 капель керосина или 1 мас. % стеарата цинка. В качестве исходных материалов использовали порошки алюминия, железа и меди. Характерис- Рис. 2. Схема рабочей камеры аттритора (а: 1 — стальные шары; 2 — водоохлаждаемый неподвижный корпус; 3 — крышка; 4 — мешалка) и барабана планетарной мельницы (б) 20 9/2008 тика исходных порошков приведена в табл. 1, мор- фология их частиц — на рис. 3. Результаты эксперимента. В процессе МХС при скорости vобр = 400 об/мин и времени обра- ботки τобр до 10 ч происходит дробление более крупных частиц порошковой смеси (алюминия и меди), а мелкие сферические частички железа внедряются в образовавшиеся медно-алюминие- вые композиты (рис. 4, а). Вместе с тем коли- чество композиционных частиц на этом этапе не- велико, в основном преобладают мелкие частицы отдельных компонентов. При увеличении продолжительности МХС до 20 ч наступает равновесие между процессом дроб- ления частиц и сваркой, приводящее к образованию композиционных частиц и увеличению их размера. При этом основная масса порошковой смеси сос- тоит из композиционных плотных частиц преиму- щественно округлой формы размером 20…40 мкм (рис. 4, б). В структуре частиц, помимо мелких сферических или слегка деформированных частиц железа, можно различить точечные включения ок- сидов, внедренные в алюминиевую матрицу. Увеличение продолжительности МХС до 30 ч приводит к дроблению частиц по плоскостям спаянности и образованию большого количества дисперсных композиционных частиц (d = = 1…5 мкм) с равномерно распределенными по объему составляющими (рис. 4, в). Возрастает уровень окисления частиц порошковой смеси с образованием дисперсных оксидов как в виде от- дельных частиц, так и точечных включений в алю- миниевой матрице. Методом РСФА (табл. 2, № 1, 3, 5) установ- лено, что фазовый состав порошков после МХС при скорости обработки 400 об/мин и ее продол- жительности до 30 ч остается постоянным, новые фазы в системе Al–Cu–Fe не образуются. По-ви- димому, процессы окисления, имеющие место при МХС в воздушной среде, даже при столь низких (около 150 °С) температурах в рабочей камере препятствуют протеканию химической реакции с образованием ψ-фазы. Вместе с тем, по мере уве- личения продолжительности размола рентгенов- ские максимумы исходных фаз уширяются, что связано с возрастанием внутренних напряжений и уменьшением размера как самих частиц, так и областей когерентного рассеяния (рис. 5). Кроме того, на рентгенограммах наблюдается возраста- ние интенсивности отражения железа при однов- ременном уменьшении интенсивности отражения алюминия. Увеличение содержания железа в порошковой смеси происходит за счет намола из шаров и сте- Т а б л и ц а 1. Характеристика исходных порошков Порошок Преобладающий размер частиц, мкм Микротвердость НV 0,1, МПа Алюминиевый 60...80 830 ± 50 Медный 50...80 960 ± 200 Железный 1...3 Измерить не удалось Рис. 3. Морфология частиц исходных порошков алю- миния (а), меди (б) и железа (в) 9/2008 21 нок камеры. Потери алюминия связаны с тем, что он, отличаясь наибольшей активностью к окис- лению среди компонентов порошковой смеси, частично переходит в оксид алюминия. Следы ок- сидов, как отмечалось выше, обнаруживаются в структуре частиц при продолжительности МХС 20 ч и более (рис. 4). Более продолжительная обработка приводит к значительному наклепу и деформационному упрочнению частиц порошка, что подтверждается их постепенным увеличением микротвердости (рис. 6, кривая 1). Повышение скорости обработки до 960 об/мин позволяет уменьшить продолжительность процес- са МХС и существенно снизить содержание ок- сидных включений в структуре частиц компози- ционного порошка. В этом случае образование слоистой структуры частиц наблюдается уже пос- ле обработки порошковой смеси в течение 5 ч, а после обработки в течение 7 ч формируются округлые композиты, состоящие из дисперсных части исходных компонентов с преобладающим размером 25…40 мкм. Порошок не утрачивает металлический блеск, что свидетельствует об отсутствии окисления его поверхности; точечные включения оксидов в металлической матрице встречаются весьма редко (рис. 7, а–г; табл. 2, № 9, 10). Интенсивное окисление порошковой смеси наблюдается лишь при обработке более 10 ч (рис. 7, д, е; табл. 2, № 12, 13). С целью предотвращения окисления порош- ков МХС осуществляли в аргоне при vобр = 960 об/мин. Применение защитной среды полностью Рис. 4. Микроструктура частиц порошков системы Al– Cu–Fe, полученных МХС на воздухе в аттриторе при vобр = 400 об/мин в течение 10 (а), 20 (б) и 30 ч (в) Рис. 5. Рентгенограммы порошков системы Al–Cu–Fe, полу- ченных МХС на воздухе в аттриторе при vобр = 400 об/мин в течение 10 (а), 20 (б) и 30 ч (в): I — интенсивность отражения рентгеновского излучения; θ — угол дифракции 22 9/2008 предотвратило окисление частиц порошка. При этом частицы порошка после обработки в течение 8 ч приобрели в основном округлую форму, сох- ранив блестящую поверхность и структуру, сос- тоящую из дисперсных частиц исходных компо- нентов. Образование новых кристаллических фаз сис- темы Al–Cu–Fe (тройной β-фазы с объемно- центрированной кубической (ОЦК) решеткой и θ-фазы — интерметаллида Al2Cu с тетрагональ- ной решеткой) наблюдается в случае МХС в ат- триторе при vобр = 960 об/мин и времени обра- ботки более 10 ч (рис. 8; табл. 2, № 12, 13). При этом микротвердость формирующихся частиц рез- ко повышается (рис. 6, кривая 2). Таким образом, при достаточной интенсифи- кации процесса МХС в аттриторе происходит не только измельчение исходных компонентов, но и формирование из них частиц β-фазы с пара- метром ОЦК решетки а = 0,2923…0,2928 нм, близкой по химическому составу к квазикристал- лической ψ-фазе [13]. Т а б л и ц а 2. Характеристика порошков системы Al–Cu–Fe, полученных способом МХС № п/п Режимы МХС Дополнительная обработка Фазовый состав НV 0,25 частиц, МПа vобр, об/мин τобр, ч Среда Аттритор 1 400 10 Воздух Нет Al, Cu, α-Fe 1430 ± 110 2 10 » Прессование, отжиг, дробление β, ω, ψ, Al, Cu, α-Fe 4700 ± 1250 3 20 » Нет Al, Cu, α-Fe 3570 ± 980 4 20 » Прессование, отжиг, дробление β, ω, α-Fe, ψ 5590 С 1150 5 30 » Нет Al, α-Fe, Cu 4440 ± 800 6 30 » Прессование, отжиг, дробление β, α-Fe, ψ 6220 ± 1250 7 960 4 Воздух Нет Al, Cu, α-Fe Нельзя измерить 8 4 » Прессование, отжиг, дробление ψ (95 мас. %), β, ω, θ 6480 ± 520 9 5 » Нет Al, Cu, α-Fe 2000 ± 250 10 7 » » Al, Cu, α-Fe 3450 ± 650 11 10 » » Al, Cu, α-Fe 3720 ± 510 12 15 » » Al, Cu, α-Fe, β, θ, следы оксидов 5630 ± 500 13 20 » » Al, Cu, α-Fe, β, θ, следы оксидов Нельзя измерить 14 5 Аргон » Al, Cu, α-Fe 1920 ± 270 15 5 » Прессование, отжиг, дробление ψ (88 мас. %), β, ω, θ 6040 ± 700 16 8 » Нет Al, Cu, α-Fe 3520 ± 540 Планетарная мельница 17 v1 = 1000 v2 = 1500 0,5 Воздух Нет Al, Cu, α-Fe 2560 ± 350 18 1 » » α-Fe, Al, θ, Cu 3330 ± 250 19 1,5 » » α-Fe, Al, θ, ω 3740 С 400 20 2,5 » » β′-, Al, θ, АФ, ω 7400 С 600 21 5 » » bВ-, АФ, ψ, θ, ω 4840 С 600 22 5 » Отжиг, дробление ψ (80 мас. %), β 6620 С 1200 23 5 » Прессование, отжиг, дробление ψ (96 мас. %), β 6800 С 1100 Пр и м е ч а н и е . АФ — аморфная фаза. Рис. 6. Влияние времени обработки τобр на микротвердость частиц порошков системы Al–Cu–Fe, полученных МХС на воздухе в аттриторе при vобр = 400 (1), 960 об/мин (2) и в планетарной мельнице при v1 = 1500, v2 = 1000 об/мин (3) 9/2008 23 При МХС в планетарной мельнице в связи с высокими скоростями вращения барабанов зна- чительно сокращается время прохождения твер- дофазных реакций и уменьшается влияние окис- ления на процессы фазообразования (рис. 9; табл. 2). Синтез новых фаз наблюдается при об- работке в течение 1 ч, результаты РСФА свиде- тельствуют о появлении θ-фазы (см. табл. 2, № 18), а после 1,5 ч, кроме нее образуется ω-фаза тройного интерметаллида Al7Cu2Fe (см. табл. 2, № 19, 20). Частицы порошка представляют собой композиты, состоящие из дисперсных частиц как исходных, так и новых фаз. Начиная c обработки в течение 2,5 ч при МХС происходит образование АФ, а после 5 ч в порош- ковой смеси преобладает аморфно-кристаллическая структура, в которой в отличие от ранее рассмот- ренных случаев кубическая β-фаза имеет меньший параметр решетки (а = 0,2898…0,2899 нм) и обоз- начается как β′-фаза (рис. 9, в; табл. 2, № 20, 21). При дальнейшей механической обработке по- рошков ряд рентгеновских рефлексов, относящих- ся к этой фазе, постепенно уширяется и исчезает, а остальные сдвигаются в положение, соответс- твующее икосаэдрической квазикристаллической ψ-фазе. Очевидно, АФ также преобразуется в ква- Рис. 7. Морфология (а, в, д) и микроструктура (б, г, е) частиц порошков системы Al–Cu–Fe, полученных МХС на воздухе в аттриторе при vобр = 960 об/мин в течение 5 (а, б), 7 (в, г) и 15 ч (д, е) 24 9/2008 зикристаллическую вследствие формирования кластеров, отличающихся ближним порядком ψ- фазы. Микротвердость частиц с увеличением дли- тельности обработки от 0,5 до 5 ч возрастает от 2560 до 4840 МПа, при этом перегибы на кривой 3 рис. 6 соответствуют появлению кристалличес- кой (τобр = 1 ч) и аморфной (τобр = 2,5 ч) фаз. Для выяснения температурных границ фазовых превращений в синтезированных порошках прове- дено высокотемпературное рентгенографическое исследование порошков двух типов: полученного в аттриторе на воздухе при vобр = 400 об/мин и τобр = 30 ч, а также полученного в аттриторе в аргоне при vобр = 960 об/мин и τобр = 8 ч. Порошок первого типа до нагрева новых фаз не содержал. После нагрева до 400 °С в камере Рис. 8. Рентгенограмма порошка системы Al–Cu–Fe, полу- ченного МХС на воздухе в аттриторе при vобр = 960 об/мин в течение 15 ч Рис. 9. Рентгенограммы порошков системы Al–Cu–Fe, полу- ченных МХС в планетарной мельнице на воздухе в течение 0,5 (а), 1,5 (б) и 5 ч (в) Рис. 10. Рентгенограммы порошков системы Al–Cu–Fe, полу- ченных МХС на воздухе в аттриторе при скорости 400 об/мин в течение 30 ч, после нагрева до 400 (а), 650 (б), 750 °С (в) 9/2008 25 рентгеновского аппарата в аргоне на рентгеног- рамме, помимо фазы α-Fе, были обнаружены но- вые кристаллические фазы — β и θ (рис. 10, а). При температуре 650 °С вместо θ-фазы образо- валась ω-фаза (рис. 10, б), а при 750 °С — ква- зикристаллическая ψ-фаза (рис. 10, в). Фазовый состав порошка, нагретого до 750 °С (β-, ψ-, α- Fе), сохраняется и после охлаждения до комнат- ной температуры. Наличие железа в порошке пос- ле отжига связано с его избыточным количеством в результате намола при длительном (30 ч) про- цессе МХС. Порошок второго типа так же, как и первого, в исходном состоянии новых фаз не содержал. При температуре 400 оС, помимо исходных ком- понентов (α-Fе, Al и Cu) в нем образуется крис- таллическая θ-фаза. Формирование ψ-фазы наря- ду с ω- и β-фазами наблюдается уже при тем- пературе 650 °С, причем рентгеновские максиму- мы железа на рентгенограммах как при 650, так и при 750 °С не обнаружены, что свидетельствует об уменьшении намола железа при сокращении длительности обработки. После охлаждения до комнатной температуры порошки приобретают двухфазный (ψ + β) состав с преобладанием ква- зикристаллической фазы. В работах [8, 9] показано, как путем термо- обработки можно изменить фазовый состав по- рошков, полученных распылением расплава ар- гоном или водой высокого давления, доведя его практически до однофазного квазикристалличес- кого состояния. В настоящей работе возможность такого превращения проверена на порошках, по- лученных способом МХС. Установлено, что структура частиц и фазовый состав порошков пос- ле термообработки зависят от режима МХС (см. табл. 2, № 2, 4, 6, 8, 15, 22, 23). В порошке, подвергнутом МХС при vобр = = 400 об/мин на воздухе, наиболее плотная структура частиц (рис. 11, а) и наиболее высокое содержание ψ-фазы получены при обработке в течение 10 ч. При увеличении времени размола содержание ψ-фазы снижалось, что, по всей ве- роятности, объясняется образованием оксидов и намолом железа. При отжиге порошков, подвергнутых МХС при большей скорости и меньшей продолжитель- ности размола, удается получить большее коли- чество ψ-фазы в отожженном материале. Так, в результате отжига порошка, полученного МХС в аттриторе на воздухе при скорости 960 об/мин и τобр = 4 ч, его частицы, состоящие из исходных компонентов, в результате взаимодейс- твия приобрели практически однофазную квазик- ристаллическую структуру с небольшими приме- сями кристаллических β-, ω-, θ-фаз (рис. 11, б; табл. 2, № 8), микротвердость HV 0,25 частиц после термообработки составляла (6480 ± 520) МПа. При отжиге порошков, полученных МХС в ат- триторе в аргоне с той же скоростью обработки и при τобр = 5 ч, содержание ψ-фазы составило 88 мас. % (табл. 2, № 15). В этом случае частицы порошка имели более плотную структуру, пос- кольку поверхность частиц при МХС в защитной среде не окислена, что способствует более пол- ному прохождению между ними твердофазных реакций. После отжига порошков, полученных МХС в планетарной мельнице на воздухе в течение 5 ч, образуется двухфазная структура (ψ-фаза с при- месью β-фазы) (см. табл. 2, № 22, 23). Порошки, спрессованные перед отжигом, содержали 96, а неспрессованные — 80 мас. % квазикристалли- ческой фазы и имели микротвердость соответс- твенно HV 0,25 (6800 ± 1100) и HV 0,25 (6620 ± ± 1200) МПа. Количество ψ-фазы и микротвер- дость частиц выше в случае проведения операции прессования порошка перед отжигом. Рис. 11. Микроструктура термообработанных частиц порошков системы Al–Cu–Fe, полученных МХС в аттриторе на воздухе при vобр = 400 об/мин в течение 10 ч (а) и при vобр = 960 об/мин в течение 4 ч (б) 26 9/2008 Исследование поведения синтезированных по- рошков в условиях плазменного напыления по- казало, что фазовые превращения, происходящие в частицах под воздействием плазменной струи, аналогичны тем, которые имели место при термо- обработке. При кратковременном, но интенсив- ном нагреве между активированными вследствие МХС компонентами смеси (алюминием, медью и железом) развиваются процессы межфазного взаимодействия с образованием β- и ψ-фаз и фор- мируются покрытия, содержащие квазикристал- лическую фазу. Таким образом, высокоэнергетический МХС обеспечивает возможность получения порошков с неравновесной, в том числе квазикристалличес- кой, структурой. Результаты проведенных иссле- дований показали, что для более полного про- хождения фазообразования квазикристаллов и упорядочения нанокристаллической ψ-фазы, не- обходимо проводить отжиг порошковой смеси в аргоне при температуре 600…700 °С. Максималь- ное (96 мас. %) содержание ψ-фазы имеет место при МХС в планетарной мельнице при v1 = 1000, v2 = 1500 об/мин и последующем отжиге спрес- сованных порошков при 680 °С в течение 2 ч. 1. Аруначалам В. С. Механическое легирование // Актуаль- ные проблемы порошковой металлургии. — М.: Метал- лургия, 1990. — С. 175–202. 2. Хейнике Г. Трибохимия. — М.: Мир, 1987. — 584 с. 3. Suryanarayna C. Mechanical alloying and milling // Prog- ress in Mater. Sci. — 2001. — 46. — P. 1–148. 4. Григорьева Т. Ф., Баринова А. П., Ляхов Н. З. Механохи- мический синтез интерметаллических соединений // Усп. химии. — 2001. — 70, № 1. — С. 2–19. 5. Полькин И. С., Борзов А. Б. Механическое легирова- ние — новый процесс получения материалов с ано- мальными свойствами // Цвет. металлы. — 1991. — № 12. — С. 54–56. 6. Barua P., Murty B., Srinivas V. Mechanical alloying of Al– Cu–Fe elemental powders // Mater. Sci. and Eng. — 2001. — № 304–306. — P. 863–866. 7. Laser ablation synthesis of Al-based icosahedral powders / R. Nicula, A. Jianu, C. Grigoriu et al. // Ibid. — 2000. — № 294–296. — P. 86–89. 8. Борисова А. Л., Туник А. Ю., Адеева Л. И. Структура и свойства порошков сплава Al–Cu–Fe для газотермичес- кого напыления квазикристаллических покрытий // Ав- томат. сварка. — 2006. — № 12. — С. 23–31. 9. Получение порошков системы Al–Cu–Fe для газотерми- ческого напыления покрытий с квазикристаллической структурой / Ю. С. Борисов, М. Т. Панько, Л. И. Адеева, В. Л. Рупчев // Там же. — 2001. — № 1. — С. 45–50. 10. Газотермічні покриття, що містять квазікристалічну фа- зу, властивості і застосування (Огляд) / Ю. С. Борисов, А. Л. Борисова, Л. І. Адєєва, А. Ю. Тунік // Фізика і хімія твердого тіла. — 2005. — 6, № 1. — С. 124–136. 11. Sordelet D. J., Besser M. F., Anderson I. E. Particle size ef- fects on chemistry and structure of Al–Cu–Fe quasicrystalli- ne coatings // J. Thermal Spray Techn. — 1996. — 5, № 2. — P. 161–174. 12. Crystallochemical aspects of solid state reactions in mecha- nically alloyed Al–Cu–Fe quasicrystalline powders / A. I. Salimon, A. M. Korshunsky, E. V. Shelehov et. al // Acta Mater. — 2001. — № 49. — P. 1821–1833. 13. Barud P., Murty B. S., Srinivas V. Mechanical alloying of Al–Cu–Fe elemental powders // Mater. Sci. and Eng. — 2001. — № 304–306. — P. 95–106. Composite powders containing the quasicrystalline ψ-phase, along with the amorphous and crystalline phases, were produced from aluminium, copper and iron powders by the method of mechanical-chemical synthesis. Subsequent annealing at 680 oC for 2 h allows increasing the ψ-phase content. Поступила в редакцию 14.02.2008 МЕЖДУНАРОДНЫЙ ФОРУМ «РОССИЙСКИЙ ПРОМЫШЛЕННИК» (проводится ежегодно с 1997 г.) 22—25 сентября 2008 г. Санкт-Петербург Форум включает специализированные выставки «Промэкспо», «Техноэкспо», «Машинос- троение и станки», «Инструментэкспо», «Субконтрактинг», «Автомашэкспо», «Мехатроника и робототехника», «Атомная промышленность», «Высокие технологии», «Инновации», «Ин- вестиции». ЗАО «ВО «РЕСТЭК» Россия 197110 Санкт-Петербург, а/я 268 ул. Петрозаводская, 12 +7812 320 8092/90 mwte@restec.ru metal@restec.ru ОАО «Ленэкспо» Россия 199106 Санкт-Петербург, Большой пр. В. О., 91 +7812 325 6778/79 promexpo@lenexpo.ru rospromspb@mail.ru 9/2008 27
id	nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-100556
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
issn	0005-111X
language	Russian
last_indexed	2025-12-07T15:38:46Z
publishDate	2008
publisher	Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України
record_format	dspace
spelling	Борисова, А.Л. Борисов, Ю.С. Адеева, Л.И. Туник, А.Ю. Карпец, М.В. Бурлаченко, А.Н. 2016-05-23T15:59:31Z 2016-05-23T15:59:31Z 2008 Влияние параметров механохимического синтеза на структуру, фазовый состав и свойства порошков системы Al-Cu-Fe для газотермического напыления, содержащих квазикристаллическую фазу / А.Л. Борисова, Ю.С. Борисов, Л.И. Адеева, А.Ю. Туник, М.В. Карпец, А.Н. Бурлаченко // Автоматическая сварка. — 2008. — № 9 (665). — С. 19-27. — Бібліогр.: 13 назв. — рос. 0005-111X https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/100556 621.793.7 Методом механохимического синтеза из смеси порошков алюминия, меди и железа получены композиционные порошки, содержащие наряду с аморфной и кристаллическими фазами квазикристаллическую ψ-фазу. Последующий отжиг при температуре 680 °С в течение 2 ч увеличивает содержание ψ-фазы до 96 %. Composite powders containing quasi-crystalline ψ-phase, along with amorphous and crystalline phases, were produced from a mixture of aluminium, copper and iron powders by the method of mechanical-chemical synthesis. Subsequent annealing at 680 °C for 2 h allows increasing the ψ-phase content up to 96 %. ru Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України Автоматическая сварка Научно-технический раздел Влияние параметров механохимического синтеза на структуру, фазовый состав и свойства порошков системы Al-Cu-Fe для газотермического напыления, содержащих квазикристаллическую фазу Effect of parameters of mechanical-chemical synthesis on structure, phase composition and properties of thermal spraying Al--Cu--Fe system powders containing quasi-crystalline phase Article published earlier
spellingShingle	Влияние параметров механохимического синтеза на структуру, фазовый состав и свойства порошков системы Al-Cu-Fe для газотермического напыления, содержащих квазикристаллическую фазу Борисова, А.Л. Борисов, Ю.С. Адеева, Л.И. Туник, А.Ю. Карпец, М.В. Бурлаченко, А.Н. Научно-технический раздел
title	Влияние параметров механохимического синтеза на структуру, фазовый состав и свойства порошков системы Al-Cu-Fe для газотермического напыления, содержащих квазикристаллическую фазу
title_alt	Effect of parameters of mechanical-chemical synthesis on structure, phase composition and properties of thermal spraying Al--Cu--Fe system powders containing quasi-crystalline phase
title_full	Влияние параметров механохимического синтеза на структуру, фазовый состав и свойства порошков системы Al-Cu-Fe для газотермического напыления, содержащих квазикристаллическую фазу
title_fullStr	Влияние параметров механохимического синтеза на структуру, фазовый состав и свойства порошков системы Al-Cu-Fe для газотермического напыления, содержащих квазикристаллическую фазу
title_full_unstemmed	Влияние параметров механохимического синтеза на структуру, фазовый состав и свойства порошков системы Al-Cu-Fe для газотермического напыления, содержащих квазикристаллическую фазу
title_short	Влияние параметров механохимического синтеза на структуру, фазовый состав и свойства порошков системы Al-Cu-Fe для газотермического напыления, содержащих квазикристаллическую фазу
title_sort	влияние параметров механохимического синтеза на структуру, фазовый состав и свойства порошков системы al-cu-fe для газотермического напыления, содержащих квазикристаллическую фазу
topic	Научно-технический раздел
topic_facet	Научно-технический раздел
url	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/100556
work_keys_str_mv	AT borisovaal vliânieparametrovmehanohimičeskogosintezanastrukturufazovyisostavisvoistvaporoškovsistemyalcufedlâgazotermičeskogonapyleniâsoderžaŝihkvazikristalličeskuûfazu AT borisovûs vliânieparametrovmehanohimičeskogosintezanastrukturufazovyisostavisvoistvaporoškovsistemyalcufedlâgazotermičeskogonapyleniâsoderžaŝihkvazikristalličeskuûfazu AT adeevali vliânieparametrovmehanohimičeskogosintezanastrukturufazovyisostavisvoistvaporoškovsistemyalcufedlâgazotermičeskogonapyleniâsoderžaŝihkvazikristalličeskuûfazu AT tunikaû vliânieparametrovmehanohimičeskogosintezanastrukturufazovyisostavisvoistvaporoškovsistemyalcufedlâgazotermičeskogonapyleniâsoderžaŝihkvazikristalličeskuûfazu AT karpecmv vliânieparametrovmehanohimičeskogosintezanastrukturufazovyisostavisvoistvaporoškovsistemyalcufedlâgazotermičeskogonapyleniâsoderžaŝihkvazikristalličeskuûfazu AT burlačenkoan vliânieparametrovmehanohimičeskogosintezanastrukturufazovyisostavisvoistvaporoškovsistemyalcufedlâgazotermičeskogonapyleniâsoderžaŝihkvazikristalličeskuûfazu AT borisovaal effectofparametersofmechanicalchemicalsynthesisonstructurephasecompositionandpropertiesofthermalsprayingalcufesystempowderscontainingquasicrystallinephase AT borisovûs effectofparametersofmechanicalchemicalsynthesisonstructurephasecompositionandpropertiesofthermalsprayingalcufesystempowderscontainingquasicrystallinephase AT adeevali effectofparametersofmechanicalchemicalsynthesisonstructurephasecompositionandpropertiesofthermalsprayingalcufesystempowderscontainingquasicrystallinephase AT tunikaû effectofparametersofmechanicalchemicalsynthesisonstructurephasecompositionandpropertiesofthermalsprayingalcufesystempowderscontainingquasicrystallinephase AT karpecmv effectofparametersofmechanicalchemicalsynthesisonstructurephasecompositionandpropertiesofthermalsprayingalcufesystempowderscontainingquasicrystallinephase AT burlačenkoan effectofparametersofmechanicalchemicalsynthesisonstructurephasecompositionandpropertiesofthermalsprayingalcufesystempowderscontainingquasicrystallinephase

Institution

Ähnliche Einträge