На сегодняшний день требования, предъявляемые к материалам на основе никелида титана, в связи с их всё более широким применением постоянно возрастают, поэтому комплексное исследование физико-химических свойств и структурно-фазовых состояний используемых сплавов позволяет прогнозировать возможное изменение всех характеристик и разрабатывать сплавы в соответствии с имеющимися требованиями [1]. В этой связи, исследование структурных особенностей и параметров физико-химических свойств, монолитных и пористых сплавов на основе никелида титана [2], в условиях изменения состава является актуальной задачей.

Литые и пористые сплавы на основе никелида титана получают методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС), в основе которого лежит реакция экзотермического взаимодействия химических элементов, протекающая в режиме направленного горения [3].

Проведение и результаты эксперимента

Для получения никелида титана использовались порошок титана марки ПТОМ дисперсностью 15-20 мкм и порошки никеля марки ПНК-УТ1 и ПНЭ дисперсностью 150-100 мкм. Порошки реагентов, Ti (48мас.% ) и Ni (52 мас.%), тщательно перетирались затем, замешивались в течение часа.

Готовую смесь порошков и спирта, препятствующего разделению смеси по компонентам, подвергали холодному одностороннему прессованию в стальной пресс-форме под давлением ~ 24,5 МПа, получая образцы формы цилиндров с диаметром 25 мм и высотой 100 мм. Спекание образцов проводили в специальной графитовой форме, нагрев образцов осуществлялся в вакуумной электропечи, в среде аргона, в трех режимах.

Первый режим – предварительный нагрев смеси Ti и Ni до температуры 800 °С для извлечения полуфабрикатов и получения минимальной степени науглероживания приграничных с графитовой формовкой областей.

Второй режим – предварительный нагрев смеси до температуры 960 °С для получения высокой прочности полученного образца.

Третий режим – предварительный нагрев до температуры самовоспламенения реакционной смеси, для получения никелида титана методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) в режиме теплового взрыва.

Сплавы на основе никелида титана получили, используя метод самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) [4].

Для исследования полученных образцов использовались методы металлографического (оптический микроскоп Axiovert – 200 MAT), рентгеноструктурного (электронный микроскоп LEO 1450 VP), рентгенофазового (дифрактометр Rigaku D/MAX – 2500) и микрорентгеноспектрального анализа.

Рисунок 1 – Микрофотографии и элементный микроанализ пористого никелида титана, полученного в режиме №1: (а) –Ni – ПНК-УТ1; (б) –Ni – ПНЭ-1.

В режиме №1 получен пористый сплав никелида титана. После однократного спекания при температуре 800 °С образцы сохраняли исходную форму. Пористый никелид титана характеризуется неупорядоченной структурой. Анализируя рентгенограммы спеченных образцов в режиме №1 (рис. 1.), видно, что реакция синтеза не пошла, и все компоненты остались в исходном состоянии.

Рисунок 2 – Микрофотографии и элементный анализ пористого никелида титана, полученного спеканием в режиме №2: (а) –Ni – ПНК-УТ1; (б) –Ni – ПНЭ-1.

В режиме №2 также получили пористые сплавы никелида титана. В отличие от результатов анализа режима № 1 во втором произошло образование интерметаллидных фаз, что мы и видим из рентгенофазового анализа и элементного анализа (рис. 2.). С порошком Ni – ПНК-УТ1 образовались интерметаллидные фазы Ti₂Ni и TiNi. Доминирует TiNi, при этом количество Ti₂Ni остается приблизительно на том же уровне. Исходя из диаграммы состояния системы Ti-Ni [5], образование фаз Ti₂Ni происходит во время кристаллизации по перитектической реакции. В соответствии с диаграммой состояния, эвтектическая фаза образуется из твердого раствора титана и Ti₂Ni при температуре 1215 К. Поскольку температура спекания превышала указанную температуру плавления эвтектики, то можно говорить о том, что в результате диффузионных процессов произошли химические реакции, сопровождающиеся образованием интерметаллидов Ti₂Ni и TiNi. С порошком Ni – ПНЭ – 1 образовалась фаза TiNi, а фаза Ti₂Ni не появилась. При высокой температуре спекания в структуре образцов обнаружен порошок чистого титана.

Рисунок 3 – Микрофотографии и рентгеноспектральный микроанализ литого никелида титана: (а) –Ni – ПНК-УТ1; (б) –Ni – ПНЭ-1.

При режиме №3 рентгенофазовый анализ показал (рис. 3.), что основой составляющей матрицы в образцах является TiNi₂. Кроме основной фазы так же присутствуют в значительном количестве вторичной фазы TiNi и TiNi₃ обогащенные по титану и никелю соответственно. Выделение когерентной мелкодисперсной фазы TiNi₃ приводит к изменению концентрации сплава, повышению предела текучести и уменьшению величины накопленной деформации при нагрузке, но появление частиц TiNi₂ наоборот приводит, к снижению пластичности сплавов на основе никелида титана.

Из-за наличия вакансий и дефектов в решетке, фаза TiNi обладает способностью растворять О, N, C, что приводит к образованию оксикарбонитридов, имеющих состав типа Ti₃Ni₄. Дефекты замещения возникают в результате попадания атома Ti в положение и атом Ni в положение .

Проведя элементный анализ видно, что фазы, обогащенные никелем, группируются в тонкие сетчатые структуры, а фазы, обогащенные титаном, имеют вид компактных пятен или их групп.

Рисунок 4 – Микрофотографии и рентгеноспектральный микроанализ никелида титана с добавкой Al₂O₃: (а) –Ni – ПНК-УТ1; (б) –Ni – ПНЭ-1.

С добавлением инертной добавки Al₂O_3, изучая элементный состав образцов
(рис. 4.), следует заметить высокую газонасыщенность используемых в синтезе порошков.

Также следует особо подчеркнуть наличие окиси алюминия на всей поверхности исследуемого образца, причем распределение окиси алюминия по поверхности неравномерное. Следует отметить, что макроструктура пористых образцов никелида титана, легированных окисью алюминия, обладает неоднородной структурой.

В образцах Al₂O₃, в виде крупных не расплавившихся частиц, которые встречаются как одиночно, так и не большими скоплениями. Скорее всего, это связано с недостатком времени, в течение которого шихта находится в расплавленном состоянии, и с тем, что полного завершения химических реакции между компонентами не произошло. Поверхность образца, легированного окисью алюминия, состоит из фазы, и светлой фазы, расположенной вдоль границы зерен.

Сравнивая результаты анализов образцов с добавкой окиси алюминия и без добавки, наблюдалось, что во втором случае происходит выделение гомогенной фазы TiNi и выделение вторичных фаз на основе Ti₂Ni, TiNi₃, в отличие от первого случая, где происходит образование фазы AlNi.

Таким образом, легирование окисью алюминия никелида титана, полученного спеканием, неблагоприятно влияет на структурные характеристики пористой структуры, а, следовательно, и на прочностные свойства. Окиси алюминия в составе исследуемых образцов находится очень много.

Выводы

1. Структурный анализ сплавов системы показывает, что в результате синтеза формируются интерметаллические соединения: TiNi, Ti₂Ni, TiNi₃, Ti₃Ni₄. Структура литого никелида титана представляет сложное скопление фаз, обогащенных как титаном, так и никелем, неоднородно распределенных в объеме всего материала.
   
2. По полученным данным можно сделать вывод, что тип порошка никеля не влияет на фазовый состав продукта синтеза, но влияет на соотношение полученных фаз.
   
3. Увеличение прочностных свойств образцов обусловлено появлением более однородной мелкодисперсной, равномерно распределенной фазы Ti₃Ni₄, что подтверждено рентгеноструктурным анализом.
   
4. Добавка в шихту окиси алюминия приводит к получению сплава по технологии СВС с неоднородной мелкопористой структурой. Температуры спекания было недостаточно для плавления окиси алюминия, но достаточно для образования основных фаз: TiNi, Ti₂Ni, TiNi₃. Таким образом, окись алюминия не влияет на температурные режимы СВС и фазовый состав, но влияет на плотность и пористость сплава.