Исследование стойкости к окислению, механических характеристик материалов на основе МАХ-фаз систем Ti–Al–(C, N) и возможности их использования в качестве инструментальных связок и для полирования
Изучение стойкости к окислению на воздухе методами термогравиметрии и дифференциально термического анализа показало, что высокоплотные образцы Ti₃AlC₂ более стабильны, чем Ti₂AlC и твердые растворы Ti₂AlC₁₋xNx, причем, при увеличении азота в составе твердых растворов (до х = 0,75), стойкость к окисл...
Збережено в:
| Дата: | 2014 |
|---|---|
| Автори: | , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , |
| Формат: | Стаття |
| Мова: | Russian |
| Опубліковано: |
Інститут надтвердих матеріалів ім. В.М. Бакуля НАН України
2014
|
| Назва видання: | Сверхтвердые материалы |
| Теми: | |
| Онлайн доступ: | http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/126089 |
| Теги: |
Додати тег
Немає тегів, Будьте першим, хто поставить тег для цього запису!
|
| Назва журналу: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Цитувати: | Исследование стойкости к окислению, механических характеристик материалов на основе МАХ-фаз систем Ti–Al–(C, N) и возможности их использования в качестве инструментальных связок и для полирования / Т.А. Прихна, А.В. Старостина, Д. Лицкендорф, И.А. Петруша, С.А. Ивахненко, А.И. Боримский, Ю.Д. Филатов, М.Г. Лошак, М.А. Серга, В.Н. Ткач, В.З. Туркевич, В.Б. Свердун, С.А. Клименко, Д.В. Туркевич, C.Н. Дуб, Т.В. Басюк, М.В. Карпец, В.Е. Мощиль, А.В. Козырев, В.В. Ковыляев, Г.Д. Ильницкая, Т. Кабьйош, П. Шартье // Сверхтвердые материалы. — 2014. — № 1. — С. 14-26. — Бібліогр.: 19 назв. — рос. |
Репозитарії
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| id |
irk-123456789-126089 |
|---|---|
| record_format |
dspace |
| spelling |
irk-123456789-1260892017-11-17T18:29:37Z Исследование стойкости к окислению, механических характеристик материалов на основе МАХ-фаз систем Ti–Al–(C, N) и возможности их использования в качестве инструментальных связок и для полирования Прихна, Т.А. Старостина, А.В. Лицкендорф, Д. Петруша, И.А. Ивахненко, С.А. Боримский, А.И. Филатов, Ю.Д. Лошак, М.Г. Серга, М.А. Ткач, В.Н. Туркевич, В.З. Свердун, В.Б. Клименко, С.А. Туркевич, Д.В. Дуб, С.Н. Басюк, Т.В. Карпец, М.В. Мощиль, В.Е. Козырев, А.В. Ковыляев, В.В. Ильницкая, Г.Д. Кабьйош, Т. Шартье, П. Получение, структура, свойства Изучение стойкости к окислению на воздухе методами термогравиметрии и дифференциально термического анализа показало, что высокоплотные образцы Ti₃AlC₂ более стабильны, чем Ti₂AlC и твердые растворы Ti₂AlC₁₋xNx, причем, при увеличении азота в составе твердых растворов (до х = 0,75), стойкость к окислению снижается. Материал, содержащий 89 % (по массе) Ti₃AlC₂ (остальное Al₂O₃ и ТіС), плотностью 99 % от теоретической имел прочность при изгибе Rbm = 500 МПа, при сжатии Rсm = 700 МПа, трещиностойкость KIc = 10,2 MПa×м0,5, твердость HRA = 70 ГПа, HV = 4,6 ГПа, модуль Юнга – 149,4±28,7 ГПа. После спекания MAX-фазы Ti₃AlC₂ с алмазами или с-BN (50 % (по массе)) в термобарических условиях при 5,5–7,7 ГПа и 1350–1960 °С в течение 0,07–1,0 ч она распадается с образованием TiС и TiAl или TiB₂, а на границе раздела с алмазами формируется тонкий слой Al₄C₃. Разложение Al₄C₃ в композиционном материале в результате взаимодействия с влагой воздуха приводит к образованию трещин по периметру алмазов, что вызывает полное разрушению материала в течение 1–2 недель. Порошок Ti₃AlC₂ оказался эффективным для финишного полирования ювелирных природных и синтетических кристаллов и конкурентоспособным по отношению к алмазам марки АСМ 2/1 по производительности и качеству обработки. Вивчення стійкості до окислення на повітрі методами термогравіметрії і диференційно термічного аналізу показало, що високощільні зразки Ti₃AlC₂ більш стабільні, ніж Ti₂AlC і тверді розчини Ti₂AlC₁₋xNx, причому, при збільшенні вмісту азоту в складі твердих розчинів (до х = 0,75), стійкість до окислення знижується. Матеріал, що містить 89 % Ti₃AlC₂ (решта Al₂O₃ і ТіС ), щільністю 99 % від теоретичної мали міцність при згинанні Rbm = 500 МПа, при стисканні Rсm = 700 МПа, тріщиностійкість KIc = 10,2 MПa·м0.5, твердість HRA = 70 ГПа, HV = 4,6 ГПа, модуль Юнга – 149,4±28,7 ГПа. Після спікання MAX- фази Ti₃AlC₂ з алмазами або з с-BN (50 % (за масою) в термобаричних умовах при 5,5–7,7 ГПа і 1350–1960 °С протягом 0,07–1,0 год вона розпадається з утворенням TiС і TiAl або TiB₂, а на межі розділу з алмазами формується тонкий шар Al₄C₃. Розкладання Al₄C₃ в композиційному матеріалі в результаті взаємодії з вологою повітря призводить до утворення тріщин по периметру алмазів, що викликає повне руйнування матеріалу протягом 1–2 тижнів. Порошок Ti₃AlC₂ виявився ефективним для фінішного полірування ювелірних природних і синтетичних кристалів і конкурентоспроможним по відношенню до алмазів марки АСМ 2/1 по продуктивності та якості обробки. Thermogravimetry and differential thermal analysis have been used to study the resistance to the air oxidation of high-density samples of Ti₃AlC₂, Ti₂AlC and Ti₂Al(C₁₋xNx) solid solutions. It has been shown that the Ti₃AlC₂ samples are more stable than Ti₂AlC and Ti₂Al(C1–xNx) solid solutions and as the nitrogen content of the solid solution increases to x = 0.75, the oxidation resistance decreases. The following characteristics have been exhibited by the material containing 89 wt % Ti₃AlC₂ (the rest being Al₂O₃ and TiC) having density 99% of theoretical: bending strength Rbm = 500 MPa, compressive strength Rcm = 700 MPa, fracture toughness KIc = 10.2 MPa⋅m0.5, hardness HRA = 70 GPa, HV = 4.6 GPa, Young modulus 149.4±28.7 GPa. After sintering with diamonds or cBN (50 wt %) at 5.5–7.7 GPa and 1350–1960 °C for 0.07–1.0 h the Ti₃AlC₂ MAX phase decomposes to form TiС and TiAl or TiB₂ and a thin layer of Al₄C₃ forms at the interface with diamond. The Al₄C₃ decomposition in a composite material due to the interaction with the air moisture results in the crack initiation along the diamond perimeter, which brings about the material fracture in 1–2 weeks. It has been found that the Ti₃AlC₂ powder is efficient for polishing natural and synthetic jewelry crystals and competitive in polishing efficiency and quality with ACM 2/1 grade diamond. 2014 Article Исследование стойкости к окислению, механических характеристик материалов на основе МАХ-фаз систем Ti–Al–(C, N) и возможности их использования в качестве инструментальных связок и для полирования / Т.А. Прихна, А.В. Старостина, Д. Лицкендорф, И.А. Петруша, С.А. Ивахненко, А.И. Боримский, Ю.Д. Филатов, М.Г. Лошак, М.А. Серга, В.Н. Ткач, В.З. Туркевич, В.Б. Свердун, С.А. Клименко, Д.В. Туркевич, C.Н. Дуб, Т.В. Басюк, М.В. Карпец, В.Е. Мощиль, А.В. Козырев, В.В. Ковыляев, Г.Д. Ильницкая, Т. Кабьйош, П. Шартье // Сверхтвердые материалы. — 2014. — № 1. — С. 14-26. — Бібліогр.: 19 назв. — рос. 0203-3119 http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/126089 666.295:620.17 ru Сверхтвердые материалы Інститут надтвердих матеріалів ім. В.М. Бакуля НАН України |
| institution |
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| collection |
DSpace DC |
| language |
Russian |
| topic |
Получение, структура, свойства Получение, структура, свойства |
| spellingShingle |
Получение, структура, свойства Получение, структура, свойства Прихна, Т.А. Старостина, А.В. Лицкендорф, Д. Петруша, И.А. Ивахненко, С.А. Боримский, А.И. Филатов, Ю.Д. Лошак, М.Г. Серга, М.А. Ткач, В.Н. Туркевич, В.З. Свердун, В.Б. Клименко, С.А. Туркевич, Д.В. Дуб, С.Н. Басюк, Т.В. Карпец, М.В. Мощиль, В.Е. Козырев, А.В. Ковыляев, В.В. Ильницкая, Г.Д. Кабьйош, Т. Шартье, П. Исследование стойкости к окислению, механических характеристик материалов на основе МАХ-фаз систем Ti–Al–(C, N) и возможности их использования в качестве инструментальных связок и для полирования Сверхтвердые материалы |
| description |
Изучение стойкости к окислению на воздухе методами термогравиметрии и дифференциально термического анализа показало, что высокоплотные образцы Ti₃AlC₂ более стабильны, чем Ti₂AlC и твердые растворы Ti₂AlC₁₋xNx, причем, при увеличении азота в составе твердых растворов (до х = 0,75), стойкость к окислению снижается. Материал, содержащий 89 % (по массе) Ti₃AlC₂ (остальное Al₂O₃ и ТіС), плотностью 99 % от теоретической имел прочность при изгибе Rbm = 500 МПа, при сжатии Rсm = 700 МПа, трещиностойкость KIc = 10,2 MПa×м0,5, твердость HRA = 70 ГПа, HV = 4,6 ГПа, модуль Юнга – 149,4±28,7 ГПа. После спекания MAX-фазы Ti₃AlC₂ с алмазами или с-BN (50 % (по массе)) в термобарических условиях при 5,5–7,7 ГПа и 1350–1960 °С в течение 0,07–1,0 ч она распадается с образованием TiС и TiAl или TiB₂, а на границе раздела с алмазами формируется тонкий слой Al₄C₃. Разложение Al₄C₃ в композиционном материале в результате взаимодействия с влагой воздуха приводит к образованию трещин по периметру алмазов, что вызывает полное разрушению материала в течение 1–2 недель. Порошок Ti₃AlC₂ оказался эффективным для финишного полирования ювелирных природных и синтетических кристаллов и конкурентоспособным по отношению к алмазам марки АСМ 2/1 по производительности и качеству обработки. |
| format |
Article |
| author |
Прихна, Т.А. Старостина, А.В. Лицкендорф, Д. Петруша, И.А. Ивахненко, С.А. Боримский, А.И. Филатов, Ю.Д. Лошак, М.Г. Серга, М.А. Ткач, В.Н. Туркевич, В.З. Свердун, В.Б. Клименко, С.А. Туркевич, Д.В. Дуб, С.Н. Басюк, Т.В. Карпец, М.В. Мощиль, В.Е. Козырев, А.В. Ковыляев, В.В. Ильницкая, Г.Д. Кабьйош, Т. Шартье, П. |
| author_facet |
Прихна, Т.А. Старостина, А.В. Лицкендорф, Д. Петруша, И.А. Ивахненко, С.А. Боримский, А.И. Филатов, Ю.Д. Лошак, М.Г. Серга, М.А. Ткач, В.Н. Туркевич, В.З. Свердун, В.Б. Клименко, С.А. Туркевич, Д.В. Дуб, С.Н. Басюк, Т.В. Карпец, М.В. Мощиль, В.Е. Козырев, А.В. Ковыляев, В.В. Ильницкая, Г.Д. Кабьйош, Т. Шартье, П. |
| author_sort |
Прихна, Т.А. |
| title |
Исследование стойкости к окислению, механических характеристик материалов на основе МАХ-фаз систем Ti–Al–(C, N) и возможности их использования в качестве инструментальных связок и для полирования |
| title_short |
Исследование стойкости к окислению, механических характеристик материалов на основе МАХ-фаз систем Ti–Al–(C, N) и возможности их использования в качестве инструментальных связок и для полирования |
| title_full |
Исследование стойкости к окислению, механических характеристик материалов на основе МАХ-фаз систем Ti–Al–(C, N) и возможности их использования в качестве инструментальных связок и для полирования |
| title_fullStr |
Исследование стойкости к окислению, механических характеристик материалов на основе МАХ-фаз систем Ti–Al–(C, N) и возможности их использования в качестве инструментальных связок и для полирования |
| title_full_unstemmed |
Исследование стойкости к окислению, механических характеристик материалов на основе МАХ-фаз систем Ti–Al–(C, N) и возможности их использования в качестве инструментальных связок и для полирования |
| title_sort |
исследование стойкости к окислению, механических характеристик материалов на основе мах-фаз систем ti–al–(c, n) и возможности их использования в качестве инструментальных связок и для полирования |
| publisher |
Інститут надтвердих матеріалів ім. В.М. Бакуля НАН України |
| publishDate |
2014 |
| topic_facet |
Получение, структура, свойства |
| url |
http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/126089 |
| citation_txt |
Исследование стойкости к окислению, механических характеристик материалов на основе МАХ-фаз систем Ti–Al–(C, N) и возможности их использования в качестве инструментальных связок и для полирования / Т.А. Прихна, А.В. Старостина, Д. Лицкендорф, И.А. Петруша, С.А. Ивахненко, А.И. Боримский, Ю.Д. Филатов, М.Г. Лошак, М.А. Серга, В.Н. Ткач, В.З. Туркевич, В.Б. Свердун, С.А. Клименко, Д.В. Туркевич, C.Н. Дуб, Т.В. Басюк, М.В. Карпец, В.Е. Мощиль, А.В. Козырев, В.В. Ковыляев, Г.Д. Ильницкая, Т. Кабьйош, П. Шартье // Сверхтвердые материалы. — 2014. — № 1. — С. 14-26. — Бібліогр.: 19 назв. — рос. |
| series |
Сверхтвердые материалы |
| work_keys_str_mv |
AT prihnata issledovaniestojkostikokisleniûmehaničeskihharakteristikmaterialovnaosnovemahfazsistemtialcnivozmožnostiihispolʹzovaniâvkačestveinstrumentalʹnyhsvâzokidlâpolirovaniâ AT starostinaav issledovaniestojkostikokisleniûmehaničeskihharakteristikmaterialovnaosnovemahfazsistemtialcnivozmožnostiihispolʹzovaniâvkačestveinstrumentalʹnyhsvâzokidlâpolirovaniâ AT lickendorfd issledovaniestojkostikokisleniûmehaničeskihharakteristikmaterialovnaosnovemahfazsistemtialcnivozmožnostiihispolʹzovaniâvkačestveinstrumentalʹnyhsvâzokidlâpolirovaniâ AT petrušaia issledovaniestojkostikokisleniûmehaničeskihharakteristikmaterialovnaosnovemahfazsistemtialcnivozmožnostiihispolʹzovaniâvkačestveinstrumentalʹnyhsvâzokidlâpolirovaniâ AT ivahnenkosa issledovaniestojkostikokisleniûmehaničeskihharakteristikmaterialovnaosnovemahfazsistemtialcnivozmožnostiihispolʹzovaniâvkačestveinstrumentalʹnyhsvâzokidlâpolirovaniâ AT borimskijai issledovaniestojkostikokisleniûmehaničeskihharakteristikmaterialovnaosnovemahfazsistemtialcnivozmožnostiihispolʹzovaniâvkačestveinstrumentalʹnyhsvâzokidlâpolirovaniâ AT filatovûd issledovaniestojkostikokisleniûmehaničeskihharakteristikmaterialovnaosnovemahfazsistemtialcnivozmožnostiihispolʹzovaniâvkačestveinstrumentalʹnyhsvâzokidlâpolirovaniâ AT lošakmg issledovaniestojkostikokisleniûmehaničeskihharakteristikmaterialovnaosnovemahfazsistemtialcnivozmožnostiihispolʹzovaniâvkačestveinstrumentalʹnyhsvâzokidlâpolirovaniâ AT sergama issledovaniestojkostikokisleniûmehaničeskihharakteristikmaterialovnaosnovemahfazsistemtialcnivozmožnostiihispolʹzovaniâvkačestveinstrumentalʹnyhsvâzokidlâpolirovaniâ AT tkačvn issledovaniestojkostikokisleniûmehaničeskihharakteristikmaterialovnaosnovemahfazsistemtialcnivozmožnostiihispolʹzovaniâvkačestveinstrumentalʹnyhsvâzokidlâpolirovaniâ AT turkevičvz issledovaniestojkostikokisleniûmehaničeskihharakteristikmaterialovnaosnovemahfazsistemtialcnivozmožnostiihispolʹzovaniâvkačestveinstrumentalʹnyhsvâzokidlâpolirovaniâ AT sverdunvb issledovaniestojkostikokisleniûmehaničeskihharakteristikmaterialovnaosnovemahfazsistemtialcnivozmožnostiihispolʹzovaniâvkačestveinstrumentalʹnyhsvâzokidlâpolirovaniâ AT klimenkosa issledovaniestojkostikokisleniûmehaničeskihharakteristikmaterialovnaosnovemahfazsistemtialcnivozmožnostiihispolʹzovaniâvkačestveinstrumentalʹnyhsvâzokidlâpolirovaniâ AT turkevičdv issledovaniestojkostikokisleniûmehaničeskihharakteristikmaterialovnaosnovemahfazsistemtialcnivozmožnostiihispolʹzovaniâvkačestveinstrumentalʹnyhsvâzokidlâpolirovaniâ AT dubsn issledovaniestojkostikokisleniûmehaničeskihharakteristikmaterialovnaosnovemahfazsistemtialcnivozmožnostiihispolʹzovaniâvkačestveinstrumentalʹnyhsvâzokidlâpolirovaniâ AT basûktv issledovaniestojkostikokisleniûmehaničeskihharakteristikmaterialovnaosnovemahfazsistemtialcnivozmožnostiihispolʹzovaniâvkačestveinstrumentalʹnyhsvâzokidlâpolirovaniâ AT karpecmv issledovaniestojkostikokisleniûmehaničeskihharakteristikmaterialovnaosnovemahfazsistemtialcnivozmožnostiihispolʹzovaniâvkačestveinstrumentalʹnyhsvâzokidlâpolirovaniâ AT moŝilʹve issledovaniestojkostikokisleniûmehaničeskihharakteristikmaterialovnaosnovemahfazsistemtialcnivozmožnostiihispolʹzovaniâvkačestveinstrumentalʹnyhsvâzokidlâpolirovaniâ AT kozyrevav issledovaniestojkostikokisleniûmehaničeskihharakteristikmaterialovnaosnovemahfazsistemtialcnivozmožnostiihispolʹzovaniâvkačestveinstrumentalʹnyhsvâzokidlâpolirovaniâ AT kovylâevvv issledovaniestojkostikokisleniûmehaničeskihharakteristikmaterialovnaosnovemahfazsistemtialcnivozmožnostiihispolʹzovaniâvkačestveinstrumentalʹnyhsvâzokidlâpolirovaniâ AT ilʹnickaâgd issledovaniestojkostikokisleniûmehaničeskihharakteristikmaterialovnaosnovemahfazsistemtialcnivozmožnostiihispolʹzovaniâvkačestveinstrumentalʹnyhsvâzokidlâpolirovaniâ AT kabʹjošt issledovaniestojkostikokisleniûmehaničeskihharakteristikmaterialovnaosnovemahfazsistemtialcnivozmožnostiihispolʹzovaniâvkačestveinstrumentalʹnyhsvâzokidlâpolirovaniâ AT šartʹep issledovaniestojkostikokisleniûmehaničeskihharakteristikmaterialovnaosnovemahfazsistemtialcnivozmožnostiihispolʹzovaniâvkačestveinstrumentalʹnyhsvâzokidlâpolirovaniâ |
| first_indexed |
2025-07-09T04:20:00Z |
| last_indexed |
2025-07-09T04:20:00Z |
| _version_ |
1837141644834504704 |
| fulltext |
www.ism.kiev.ua/stm 14
УДК 666.295:620.17
Т. А. Прихна*, А. В. Старостина (г. Киев, Украина)
Д. Лицкендорф (г. Йена, Германия)
И. А. Петруша, С. А. Ивахненко, А. И. Боримский,
Ю. Д. Филатов, М. Г. Лошак, М. А. Серга, В. Н. Ткач,
В. З. Туркевич, В. Б. Свердун, С. А. Клименко,
Д. В. Туркевич, C. Н. Дуб, Т. В. Басюк, М. В. Карпец,
В. Е. Мощиль, А. В. Козырев, В. В. Ковыляев,
Г. Д. Ильницкая (г. Киев, Украина)
Т. Кабьйош, П. Шартье (г. Пуатье, Франция)
* prikhna@mail.ru
Исследование стойкости к окислению,
механических характеристик материалов
на основе МАХ-фаз систем Ti–Al–(C, N)
и возможности их использования
в качестве инструментальных связок
и для полирования
Изучение стойкости к окислению на воздухе методами термо-
гравиметрии и дифференциально термического анализа показало, что высокоп-
лотные образцы Ti3AlC2 более стабильны, чем Ti2AlC и твердые растворы
Ti2AlC1-xNx, причем, при увеличении азота в составе твердых растворов (до х =
0,75), стойкость к окислению снижается. Материал, содержащий 89 % (по
массе) Ti3AlC2 (остальное Al2O3 и ТіС), плотностью 99 % от теоретической
имел прочность при изгибе Rbm = 500 МПа, при сжатии Rсm = 700 МПа, трещи-
ностойкость KIc = 10,2 MПa⋅м0,5, твердость HRA = 70 ГПа, HV = 4,6 ГПа, мо-
дуль Юнга – 149,4±28,7 ГПа. После спекания MAX-фазы Ti3AlC2 с алмазами или
с-BN (50 % (по массе)) в термобарических условиях при 5,5–7,7 ГПа и 1350–
1960 °С в течение 0,07–1,0 ч она распадается с образованием TiС и TiAl или TiB2,
а на границе раздела с алмазами формируется тонкий слой Al4C3. Разложение
Al4C3 в композиционном материале в результате взаимодействия с влагой возду-
ха приводит к образованию трещин по периметру алмазов, что вызывает пол-
ное разрушению материала в течение 1–2 недель. Порошок Ti3AlC2 оказался
эффективным для финишного полирования ювелирных природных и синтетиче-
ских кристаллов и конкурентоспособным по отношению к алмазам марки АСМ
2/1 по производительности и качеству обработки.
Ключевые слова: МАХ-фаза, система Ti–Al–(C, N), алмаз, куби-
ческий нитрид бора, дифференциальный термический анализ, термогравимет-
рия, высокое давление, инструментальная связка, полирование, механические
характеристики.
ВВЕДЕНИЕ
MAX-фазы – класс тройных нитридов и карбидов с общей
формулой Mn+1AXn (n изменяется от 1 дo 3, M – переходной металл, A – эле-
© Т. А. ПРИХНА, А. В. СТАРОСТИНА, Д. ЛИЦКЕНДОРФ, И. А. ПЕТРУША, С. А. ИВАХНЕНКО, А. И. БОРИМСКИЙ,
Ю. Д. ФИЛАТОВ, М. Г. ЛОШАК, М. А. СЕРГА, В. Н. ТКАЧ, В. З. ТУРКЕВИЧ, В. Б. СВЕРДУН и др., 2014
ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2014, № 1 15
мент подгруппы A, X – углерод или азот) впервые были синтезированы в
60-х годах прошлого столетия, но название МАХ-фазы и их классификацию
впервые предложил В. Барсум из Дрекселевского университета (США) [1]. В
настоящее время известно более чем 60 MAX-фаз. МАХ-фазы имеют гекса-
гональную кристаллическую решетку, которая состоит из [M6X] октаэдров,
разделенных прослойками элемента А. Данный тип решетки также называет-
ся перевскитоподобный, поэтому МАХ-фазы еще называют нанослоистыми
фазами или наноламинатными. Но некоторые МАХ-фазы имеют кубическую
или антипероскитоподобную элементарную решетку [2]. Благодаря наличию
сильных связей M–X и более слабых между элементами M и A эти соедине-
ния обладают уникальной комбинацией свойств, так как в них сочетаются
лучшие характеристики металлов и керамик [3–5]:
– как металлы характеризуются высокими тепло- и электропроводностью,
стойкостью к термоударам и разрушению, пластичные при высоких темпера-
турах, могут обрабатываться механически;
– как керамические материалы стойки к окислению, усталостным нагруз-
кам, жаростойкие, сохраняют прочность при высоких температурах, имеют
низкий удельный вес и характеризуются низким коэффициентом трения;
– наряду с этим могут обладать слабовыраженными магнитными свойст-
вами, высоким уровнем демпфирующих свойств, способностью к самозале-
чиванию [6].
Материалы на основе МАХ-фаз находят широкое применение в различ-
ных областях, таких как энергетика, авиация, космонавтика, электротехника
и др., могут использоваться в инструменте для сухого сверления бетона, в
подшипниках скольжения, в оборудовании для исследований в области фи-
зики высоких энергий, в качестве огнеупорных материалов и нагревательных
элементов, сопел высокотемпературных газовых горелок, в качестве мате-
риалов, стойких к радиационному облучению, для противовзрывных газовых
сенсоров в шахтах, коррозионностойких фильтров, деталей узлов трения
нафтепогруженных насосов, форсунок для жидкого топлива, компонентов и
лопаток газовых турбин, абразивно-стойких узлов и элементов химического
оборудования, теплообменников, электрических контакторов и др. [7].
В настоящее время наиболее исследованными являются МАХ-фазы сис-
тем Ti–Si–C, свойства же МАХ-фаз систем Ti–Al–C(N) исследованы значи-
тельно меньше, хотя перспективность их эффективного применения в про-
мышленности не вызывает сомнений. В системе Ti–Al–C существуют три
МАХ-фазы структурных типов 211, 312, и 311 (кубическая), а в системе Ti–
Al–N – МАХ-фазы 211, 312 и 413. МАХ-фазы Ti2AlC и Ti3AlC2 являются
наиболее легкими (с малым удельным весом) и стойкими к окислению слои-
стыми тройными карбидами. [3].
В результате изучения окисления Ti3AlC2 в изотермических условиях в
области от 1000 до 1400 °С в течение 20 ч была продемонстрирована высокая
стойкость данного соединения к окислению и обнаружено, что процесс окис-
ления происходит согласно параболическому закону [8]. При сравнении ки-
нетики окисления Ti3SiC2 и Ti3AlC2 при одинаковых температурах было уста-
новлено, что параболические константы при окислении Ti3SiC2 на 2–4 поряд-
ка выше, чем при окислении Ti3AlC2 [8, 9]. Повышенная стойкость к высоко-
температурному окислению объясняется формированием непрерывной плен-
ки Al2O3, которая плотно прилегает к неокисленному Ti3AlC2, хотя на по-
верхности пленки Al2O3 образуется неплотный слой рутила ТіО2 [6]. Таким
образом, плотная пленка из Al2O3, которая формируется между рутилом и
www.ism.kiev.ua/stm 16
МАХ-фазой, защищает материал от дальнейшего окисления при высокой
температуре. Наличие совершенной границы раздела Ti3AlС2/Al2O3 было
установлено с помощью трансмисионной электронной микроскопии [3].
Окалина, образующаяся на Ti3AlC2 при температуре выше 1300 °С, –
плотная, хорошо прилегает к поверхности материала и защищает материал от
окисления при термоциклировании. Внутренний слой окалины, сформиро-
ванной при температуре ниже 1300 °С представляет собой сплошной слой α-
Al2O3, а наружный меняется от рутила TiO2 при температурах ниже 1200 °С
до смеси Al2TiO5 и TiO2 при 1300 °С. После окисления при 1400 °С окалина
состоит из Al2TiO5 и, преимущественно, из α-Al2O3, но адгезия окалины к
материалу меньше, чем в случае окисления при более низких температурах.
Аналогичное поведение при окислении проявляет и Ti2AlC [3, 8]. Стойкость к
окислению Ti2AlC и Ti3AlC2 выше, чем Cr2AlC, Ti3SiC2 и Ti3(Si0:9Al0:1)C2 и
сопоставима со стойкостью NiAl.
Систематическое исследование при более низких температурах [10] пока-
зало, что окисление Ti3AlC2 начинается при 400 °С, прибавление массы про-
исходит интенсивнее при 550–650 °С, чем при 700 °С, т. е. аномально высо-
кое кинетическое окисление происходит вблизи температуры 600 °С. Это
объясняется формированием трещин из-за разности коэффициентов термиче-
ского расширения при окислении слоев TiC и образовании анатаза, имеюще-
го больший объем. Такое же аномальное окисление при низких (500 и 600 °С)
температурах наблюдается и при окислении Ti2AlC. Данные материалы ин-
тенсивнее окисляются во влажной атмосфере при таких же температурах, так
как водяной пар обуславливает формирование трещин в оксидном слое и
препятствует образованию защитной окалины из Al2O3. Таким образом, во-
дяной пар слегка усиливает окисление Ti3AlC2 и Ti2AlC, что, возможно, про-
исходит из-за увеличения массопереноса при росте кислородных вакансий
[11]. Замечено также влияние на процесс окисления TiC, находящегося в виде
отдельных включений в структуре материала: стойкость к окислению Ti3AlC2
оказалась намного выше, чем у материала, содержащего карбид титана, т. е.
TiC оказывает такое же негативное влияние на стойкость Ti3AlC2, как и на
Ti3SiC2.
Бороться с интенсивным окислением при низких температурах было
предложено путем предварительного окисления этих материалов при 1000–
1300 °С в течение 2 ч на воздухе для формирования защитного слоя. Предва-
рительное окисление также повышало коррозионную стойкость материалов
[3].
Недавние исследования [12–17] также показали, что МАХ-фаза Ti3SiС2 ус-
тупает стойкости к окислению Ti3AlС2. Авторы [8] показали, что стабиль-
ность фазы Ti3AlC2 во многом зависит от окружающей среды. Было установ-
лено, что MAX-фаза Ti3AlC2 (Ti3A1C1,9) стабильна на воздухе до 1360 °С; при
нагревании до 1900 °С появление жидкой фазы не наблюдали; при нагрева-
нии на воздухе на поверхности Ti3AlC2 формируется непрерывный слой ока-
лины Al2O3.
Исследование стойкости к окислению Ti2AlС в вакууме (10–2 Па) показа-
ло, что данная МАХ-фаза сохраняет свои функциональные характеристики
при температурах до 1848 К. Изучение процесса окисления на воздухе пока-
зало, что масса образца до температуры 1643 К постоянно возрастает соглас-
но параболическому закону; Ti2AlC остается гомогенной в диапазоне темпе-
ратур от 700 до 1300 °С и имеет стехиометрический состав близкий к
Ti2AlC0,69 [8]; при 1625±10 °С Ti2AlC плавится инконгруэнтно. Сведения об
ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2014, № 1 17
исследовании стабильности при нагревании на воздухе твердых растворов
Ti2Al(Cx, N1–x)y в литературе отсутствуют.
В [3] приведены сведения о значениях механических характеристик, по-
лученные для МАХ-фаз Ti2AlC и Ti3AlC2 различными исследователями.
Таблица 1. Механические характеристики МАХ-фаз Ti2AlC и Ti3AlC2 [3]
Фаза
Микротвердость
по Виккерсу, ГПа
Прочночть
при изгибе,
МПа
Прочность
при сжатии,
МПа
Трещино-
стойкость,
MПa·м1/2
Модуль
Юнга
Ti2AlC 2,8–4,5 275 540–763 6,5 277,6*
Ti3AlC2 2,2–3,46 320–375 560–764 7,2–9,46 297,5**
* Метод резонансной ультразвуковой спектроскопии.
** Импульсный эхо-ультразвуковой метод.
В Институте проблем материаловедения им. И. Н. Францевича НАН Ук-
раины были исследованы абразивные свойства МАХ-фаз тройных соедине-
ний системы Ti–Al–C и Ti–Al–N (Ti2AlC, Ti3AlC и Ti2AlN) зернистостью
160/125 при обработки стекла К8 [18]. Как показали результаты исследова-
ний, эти материалы по относительной абразивной способности∗, которая
составляла для Ti3AlC – 1,84, Ti2AlC – 1,97, Ti2AlN – 2,1, уступали только
алмазу марки АСО (3,34), карбиду бора (2,5), β-В (2,6) и β-ВN (2,7). При этом
относительная потеря абразивной способности находилась в обратной зави-
симости от модуля упругости [18].
Известно использование фазы Ti3SiС2 в качестве связующего в алмазном
инструменте для сухого сверления бетона [7], однако, как показывают ре-
зультаты рентгенографического исследования, после синтеза МАХ-фаза
практически не обнаруживается на рентгенограмме, но ее использование
позволяет равномерно распределить в структуре композиционного материала
фазы, которые хорошо закрепляют алмазные зерна и обеспечивают эффек-
тивную работу инструмента.
В настоящей работе методами термогравиметрии (ТГ) и дифференциаль-
ного термического анализа (ДТА) исследована стойкость МАХ-фаз струк-
турного типа 312 и 211 систем Ti–Al–C и твердых растворов Ti2Al(Cx, N1-x)y к
окислению при нагревании на воздухе. Исследовано взаимодействие на гра-
нице раздела Ti3AlС2–алмаз и Ti3AlС2–сBN в области давлений 5,5–7,7 ГПа,
температур 1350–1960 °С и выдержек при данных условиях 0,7–60 мин и
возможность использования данной фазы в качестве связующего в режущем
инструменте. Изучена возможность использования порошка из МАХ-фазы
Ti3AlС2 для полирования.
МЕТОДИКА ПРОВЕДЕНИЯ ЭКСПЕРИМЕНТОВ
Исходные образцы MAX-фаз и твердых растворов были синтезированы из
смесей Ti, TiС, Al и AlN (в стехиометрических соотношениях – Ti2Al1,1C,
Ti2Al1,1C0,25N0,75, Ti2Al1,1C0,5N0,5, Ti2Al1,1C0,75N0,25, Ti2AlС0,8 и Ti2Al(C0,75N0,25)0,9)
при давлении Ar – 0,1 MПa, температуре – 1400 °С в течение 240 мин. Рент-
генографические исследования образцов исходных МАХ-фаз структурного
типа 211 и их растворов с использованием метода Ритвельда показали, что в
∗ За единицу абразивной способности принимали величину съема стекла К8 электроко-
рундом.
www.ism.kiev.ua/stm 18
составе данных материалов содержится до 92 % фазы 211 [19]. Результаты
рентгенографического исследования также позволили сделать вывод о суще-
ствовании беспрерывного ряда твердых растворов Ti2Al(C, N).
Образцы МАХ-фазы 312 синтезировали при 1350 °С на протяжении
120 мин из TiС/TiН2/Al, смешанных в высокоинтенсивном планетарном акти-
ваторе в мольном соотношении 2/1/1,25, т. е. в расчете на Ti3Al1,25C2. Фазо-
вый состав образцов после синтеза при атмосферном давлении Ar был сле-
дующим: 92 % Ti3AlС2 и 8 % Al2O3
∗∗.
Было использовано следующее прессовое и печное оборудование: синтез
MAX-фазы 312 проводили в вакуумной печи сопротивления СШВ-1,25/25-11
с вольфрамовыми нагревателями в вакууме 10–3 Па и в атмосфере Ar при
0,1 МПа в тиглях из оксида алюминия; образцы твердых растворов МАХ-фаз
структурного типа 211 спекали в потоке Ar в печи Norbotherm с графитовым
нагревателем в графитовых тиглях, покрытых гексагональным BN.
Уплотнение образцов МАХ-фаз и твердых растворов осуществляли мето-
дом горячего прессования при 30 МПа и в условиях высоких квазиизостати-
ческих давлений 2 ГПа при 1350–1400 °С. Для изоляции образца от графито-
вого нагревателя использовали гексагональный нитрид бора.
Взаимодействие на границе МАХ-фаза 312–алмаз или МАХ-фаза 312–
сBN исследовали после нагрева при 1350–1960 °С в течение 0,07–1,0 ч под
давлением 5,5–7,7 ГПа, причем в случае синтеза при низких (до 1350 °С)
температурах композиты были в контакте с нитридом бора, при высоких (до
1960 °С) – в контакте с графитом.
Горячее прессование проводили на гидравлическом прессе ДО-043 усили-
ем 25 МН. Для создания высоких квазиизостатических давлений и высоких
температур были использованы аппараты высокого давления (АВД) типа
“наковальни с углублением” (2,0–5,5 ГПа, температуры до 1350 °С) и “торо-
ид” (до 7,7 ГПа, температуры до 1960 °С).
Фазовый анализ образцов и исследование их кристаллических структур
при комнатной температуре проводили методом рентгеновской порошковой
дифракции с использованием дифрактометров ДРОН-3М. Съемку дифракто-
грамм проводили в диапазоне углов 2Θ = 18–88° со скоростью 0,05 град/мин,
время экспозиции составляло 2 сек. Обработку дифракционных данных осу-
ществляли методом Ритвельда с использованием программы PowderCell.
Плотность образцов оценивали методом гидростатического взвешивания.
Пористость (аддитивную) определяли с учетом результатов количественного
фазового анализа, полученных с использованием метода Ритвельда.
Структуру материалов и состав также исследовали с помощью растрового
электронного микроскопа Zeiss EVO 50XVP (Carl Zeiss, Германия, разре-
шающая способность – 2 нм при 30 кВ), оснащенный энерго-дисперсионным
анализатором рентгеновских спектров INCA 450 (“Oxford Instruments”, Анг-
лия).
Для анализа наноструктуры использовали также Оже-спектрометр
Scanning Auger Microprobe (SAM) JAMP-9500F, Оже-анализатор оборудован
устройством для ионного травления аргоном непосредственно в вакуумной
камере, т. е. существует возможность стравливания окисленного слоя и про-
ведение количественного анализа включений размером 10 нм в диаметре и на
глубину всего около двух атомных ячеек.
∗∗ Здесь и далее фазовый состав приведен в % (по массе).
ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2014, № 1 19
Механические характеристики, такие как макротвердость, микротвер-
дость, нанотвердость, трещиностойкость, параметр ползучести, модуль Юн-
га, прочность на изгиб и сжатие, исследовали в Алмазной испытательной
лаборатории Института сверхтвердых материалов им. В. М. Бакуля НАН
Украины.
Механические характеристики определяли следующим образом. Твер-
дость по Роквеллу определяли с помощью прибора ТК-2М при нагрузке 600 и
1500 Н. После десяти индентирований алмазный наконечник проверяли на
эталоне и в случае необходимости перешлифовывали. Макротвердость по
Виккерсу и трещиностойкость по Палмквисту определяли с помощью твер-
домера ТП-2 индентором Виккерса при нагрузке 147 Н (15 кг). Испытание на
микротвердость проводили индентором Виккерса на микротвердомере ПМТ-3
(ЛОМО, Россия) при нагрузке 4,9 Н. Размеры отпечатков измеряли на уни-
версальном исследовательском микроскопе NU-2 (“Carl Zeiss Jena”, Герма-
ния) при увеличении в 750 раз в режиме фазового контраста.
Вязкость разрушения или трещиностойкость определяли как методом ин-
дентирования, так и методом трехточечного изгиба образца с трещиной в
вершине надреза, т. е. согласно ГОСТ 25.506–85. Для второго метода рас-
стояние между опорами L = 15 мм, поперечное сечение образца t = 5 мм и
b = 5,00 мм, длина образца L1 = 20 мм, глубина надреза l = 1, 43 мм.
Для определения прочности при изгибе образцы полученных композитов
размером 5×5×20 мм шлифовали, что предусмотрено ГОСТ 20019–74. Опре-
деление предела прочности при изгибе (Rbm) проводили на приборе FP-10 со
шкалой 400 кГс, расстояние между нижними опорами, на которые устанавли-
вали исследуемый образец, составляло l = 15 мм. Прочность определяли по
уточненной формуле, которую применяют при соотношении h/l > 0,15–0,20:
Rbm = ⎟
⎠
⎞
⎜
⎝
⎛
π
−
l
h
bh
Pl
3
41
2
3
2 ,
где b и h – ширина и высота образца, соответственно; P – разрушающая на-
грузка [19].
Границу прочности на сжатие определяли на разрывной машине Р-5. Об-
разец размещали между твердосплавными вставками с алюминиевыми про-
кладками.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
Термобарическая обработка и стойкость к окислению на воздухе
Термобарическая обработка исходных образцов при р = 2 ГПа, Т =
1400 °С в течение 1 ч позволила снизить пористость твердых растворов
Ti2Al(C, N) с 60 % до 1–2 % без изменения их фазового состава, как показали
результаты рентгенофазового анализа. После обработки Ti3AlC2 при 2 ГПа,
1100 і 1400 °С пористость материала снизилась от 14 до 4 і 2 % соответствен-
но, но при этом несколько уменьшилось количество фазы 312 – до 81 и 90 %
соответственно (за счет увеличения количества TiC). В термобарически обра-
ботанных образцах Ti3AlC2, которые содержали 45 % TiC, после нагрева на
воздухе до 1250 °С (после ДTA-исследования) количество фазы 312 восста-
новилось до 85 % (остальное – 11 % Al2O3 и 4 % TiO2), т. е. TiC в составе
образцов после ДTA методом рентгеновской дифракции не обнаруживали.
Результаты ТГ неуплотненных образцов растворов МАХ-фаз Ti2Al(CxN1-x)y
(x = 1,0, 0,5, y = 0,8, 0,9, пористость – 60 %) показали, что увеличение массы
www.ism.kiev.ua/stm 20
после нагрева до 1300 °С составляло 8,5–9,5 %, а неуплотненных образцов
Ti3AlC2 (исходная пористость которых была 11 %) – 3,5 %. На рис. 1 и 2 при-
ведены результаты ТГ и ДТА образцов МАХ-фаз, уплотненных в термобари-
ческих условиях. После термобарического уплотнения потеря массы при
нагреве до 1300 °С уменьшилась до 1 % для Ti3AlC2 и до 1,5–5,8 % для
Ti2Al(CxN1-x) (x = 1,0, 0,5, 0,25). Как показали результаты рентгенографиче-
ских исследований, окисленный слой содержал TiО2 и Al2O3. С увеличением
содержимого азота от x = 0 до x = 0,75 (y = 1) стойкость к окислению снижа-
лась. “Всплеск” на кривой ДTA (см. рис. 2) при температуре 920 °С для
Ti2AlС0,5N0,5 свидетельствует о некотором термодинамическом эффекте,
имеющем место при данной температуре, причем при увеличении количества
200 400 600 800 1000 T, °C
100
1
2
3
4
ТГ, %
101
102
103
104
105
Рис. 1. ТГ-кривые образцов Ti3AlC2 (312) (1) и карбонитридов Ti2AlC (2), Ti2AlC0,25N0,75
(3), Ti2AlC0,5N0,5 (211) (4), уплотненных при 2 ГПа, 60 мин, 1200 (1) и 1400 (2–4) °С, полу-
ченные при нагревании образца на воздухе до 1300 °С.
200 400 600 800 1000 T, °C
–0,450
1
2
3
4
ДТА, мкВ/мг Exo
–0,400
–0,350
–0,300
–0,250
–0,200
–0,150
–0,100
–0,050
0
Рис. 2. ДТА-кривые образцов Ti3AlC2 (312) (1) и карбонитридов Ti2AlC (2), Ti2AlC0,25N0,75
(3), Ti2AlC0,5N0,5 (211) (4), уплотненных при 2 ГПа, 60 мин, 1200 (1) и 1400 (2–4) °С, полу-
ченные при нагревании образца на воздухе до 1300 °С.
ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2014, № 1 21
азота в твердом растворе этот эффект наблюдается при более низких темпе-
ратурах – при 870 °С для Ti2AlС0,25N0,75. Для образцов, не содержавших азот
(Ti2AlС и Ti3AlС2), данный термодинамический эффект вообще не наблюдали
– изменения кривых ДТА плавное.
ДТА и ТГ исследование показали, что при увеличении количества слоев,
содержащих Ti в структуре MAX-фаз системы Ti–Al–C, стойкость к окисле-
нию возрастает. Так, Ti3AlC2 оказалась более стойкой, чем Ti2AlС и твердые
растворы Ti2Al(CxN1-x)y как до, так и после термобарической обработки. Уп-
лотнение изменило кинетику окисления.
Взаимодействие на границе раздела Ti3AlC2–алмаз и Ti3AlC2 –сBN
Была проверена возможность использования МАХ-фазы Ti3AlС2 в качест-
ве связующего для композиционного режущего и абразивного инструментов
на основе алмаза и кубического нитрида бора. Для этого полученные порош-
ки МАХ-фазы Ti3AlС2 смешивали с крупными (AC65 630/500) и мелкими
(ACМ 7/5) алмазами, а также с порошками кубического нитрида бора (7/5) и
спекали при давлении 7,7 и 5,5 ГПa и при температурах 1960, 1400 и 1350 °С
в течение 0,7, 5, 15 и 60 мин. Результаты исследования структуры методами
рентгеновского фазового анализа и микрорентгеноспектрального анализа с
помощью сканирующего электронного микроскопа позволяют сделать сле-
дующие выводы. При использовании относительно низких давлений 5,5 ГПа
и температур 1400 °С уже при выдержке 5 мин наблюдается частичная гра-
фитизация алмаза. Кроме того, согласно рентгенографическим исследовани-
ям, в данных условиях МАХ-фаза разлагается на TiС, Al2O3, Al3Ti, TiB2, С
(графит). Борид титана образовался в результате взаимодействия МАХ-фазы
с нитридом бора, с которым она контактировала при спекании. При более
длительном спекании (в течение 15 мин) в таких же p, T-условиях в продук-
тах разложения МАХ-фазы отсутствовал Al3Ti и заметно было присутствие
AlN, т. е. материал состоял из TiС, Al2O3, AlN, TiB2 и С (графит). Частичное
разложение крупных кристаллов алмазов было заметно в поляризованном
свете. Спекание Ti3AlC2 с крупными алмазами (с несколькими кристаллами)
при 7,7 ГПа, 1960 °С в течение 0,7 мин не приводило к разложению кристал-
лов алмаза, но МАХ-фаза разлагалась с образованием TiC и TiAl (примерное
соотношение TiC:TiAl – 7:3). Исследование образцов, полученных спеканием
МАХ-фазы Ti3AlC2 с большим (50 %) количеством алмазов при давлении
7,7 ГПа и температуре 1960 °С в течение 0,7 мин, показало, что вокруг зерен
алмазов формируется широкие области (темно-серого цвета на рис. 3, б),
включающие Al, C и O, которые при исследовании методами SEM образцов с
крупными алмазами были едва заметны, например на рис. 3, а. На рентгено-
граммах образцов, спеченных с большим количеством алмазов, было заметно
присутствие карбида алюминия, например, образец, спеченный при 7,7 ГПа,
1960 °С в течение 0,7 мин (см. рис. 3 в, г) состоял из 32 % TiC, 15 % Al4C3 и
3 % Al2O3 и 50 % алмаза. Очевидно, МАХ-фаза взаимодействовала с мелкими
несовершенными алмазами в процессе спекания с образованием карбида
алюминия. После нахождения на воздухе карбид алюминия разлагался под
действием влаги воздуха с образованием оксида или гидрооксида алюминия
и выделением метана и/или углекислого газа. В результате этого на границе
алмаз–матрица формируются трещины, которые хорошо заметны на рис. 3 в, г.
Спустя некоторое время (1–2 недели) после хранения на воздухе все образцы,
содержавшие большое количество мелких алмазов, превратились в порошок.
Образцы разрушались, поскольку происходило взаимодействие карбида
www.ism.kiev.ua/stm 22
алюминия с влагой воздуха с образованием оксида или гидрооксида алюми-
ния и метана или углекислого газа.
A
а
A
б
в
алмаз
трещины
г
Рис. 3. Структура образцов после спекания МАХ-фазы Ti3AlC2 с крупными алмазами при
5,5 ГПа, 1400 °С в течение 5 мин (а), с мелкими алмазами (50 %) при 7,7 ГПа, 1960 °С в
течение 0,7 мин (б–г); А – фаза, содержащая Al, C и O (смесь Al4C3 и Al2O3).
Таким образом, МАХ-фазы, в состав которых входит алюминий, очевид-
но, непригодны для использования в качестве связующего в композиционном
материале с алмазами. В частности, в диапазоне изменения давлений 5,5–
7,7 ГПа, температур 1350–1960 °С и выдержек 0,7–60 мин не удалось синте-
зировать стабильные композиты МАХ-фаза–алмаз.
Исследование возможности использования МАХ-фазы Ti3AlС2 в качестве
связующего в инструменте на основе кубического нитрида бора (сBN) пока-
зало следующее. В материале, полученном путем спекания 50 % кубонита с
Ti3AlС2 фазой при 5,5–7,7 ГПа, в области температур 1350–1960 °С и выдер-
жек 0,7–60 мин, МАХ-фаза отсутствовала, а матрица состояла из карбида и
диборида титана (соотношение TiC:TiB2 составляло (3–3,5):1) и небольшого
(∼ 2–3 %) количества Al2O3. Полученные композиты оказались стойкими к
воздействию воздуха и воды. Однако образцы, содержавшие 50 % cBN, ока-
зались непригодными для использования в качестве режущего инструмента
(например, для обработки стали и алюминия) ввиду того, что имели недоста-
точную твердость, а также вступали в реакцию с обрабатываемыми материа-
лами. В то же время, нужно отметить, что зерна кубического нитрида бора
были надежно закреплены в результате спекания с МАХ-фазой Ti3AlС2.
ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2014, № 1 23
Использование порошкообразного Ti3AlC2 для финишной обработки
природных и синтетических кристаллов
Содержание МАХ-фазы Ti3AlС2 в материалах, изготовленных путем син-
теза в атмосфере Ar при 0,1 МПа и вакууме (10–3 Па), составляло 95 и 98 %
соответственно. При этом пористость материалов была довольно высокой (13
и 22 % соответственно) и данные материалы легко перевести в порошкооб-
разное состояние путем размола. Впервые показано, что после размола и
классификации порошкообразный Ti3AlС2 можно применять для финишной
обработки кристаллов изумрудов, сапфиров, бериллов, фианитов, гранатов,
монокристаллического карбида кремния. Производительность съема при
этом превышала производительность съема алмазными порошками АСМ 2/1
или находилась на том же уровне, а шероховатость поверхности отвечала
всем требованиям, которые предъявляются к полированным поверхностям
декоративно-художественных и ювелирных изделий из природного и синте-
тического камня, а именно: Ra = 0,01–0,02 мкм, Rmax = 0,10–0,15 мкм. Зако-
номерности финишной обработки вышеперечисленных природных и синте-
тических прозрачных кристаллических материалов исследовали при полиро-
вании блоков диаметром 60 мм из соответствующих образцов общей площа-
дью 16,8–20,9 см2 на шлифовально-полировальном станке мод. 2ШП-200М с
помощью суспензии из порошков МАХ-фазы Ti3AlС2 зернистостью 5–75 мкм
и алмазных микропорошков (АСМ 2/1) на оловянном полировальном диске
диаметром 100 мм при частоте вращения притира 90 об/мин, усилии прижи-
ма детали к инструменту 43,5 Н и времени полирования 15 мин. Качество
обработанных поверхностей оценивали с помощью оптического микроскопа
ЛОМО МЕТАМР-1, оснащенного камерой Vision “STD-Res Series”, и лазер-
ной установки для рефлектометрии.
В результате испытаний установлено, что в процессе финишной обработ-
ки прозрачных кристаллических материалов были получены следующие по-
казатели: при полировании искусственных изумрудов (Al2[Be3(Si6O18)] плот-
ность была 2,68 г/см3, твердость по шкале Мооса Н = 7,5–8) и сапфиров (ок-
сид алюминия Al2O3, плотность – 3,99 г/см3, твердость Н = 9) производитель-
ность съема при использовании Ti3AlС2 достигала ∼ 2,6 и ∼ 0,5 мг/мин соот-
ветственно, а при использовании алмазов АСМ 2/1 – 1,5 и 0,4 мг/мин соот-
ветственно. При полировании природного берилла (бериллосиликат алюми-
ния Al2[Be3(Si6O18)], плотность 2,7 г/см3, твердость Н = 7,5–8), фианита (ок-
сид циркония и гафния (Zr, Hf)O2, плотность – 5,7 г/см3, твердость Н = 8),
граната (иттрий-алюминиевый гранат Y3Al2[AlО4]3, плотность – 4,57 г/см3,
твердость Н = 8,5) и монокристаллического карбида кремния SiC производи-
тельность съема достигала 2,6 мг/мин. Даже при обработке порошком МАХ-
фазы с крупными зернами, размеры которых варьировали в широких преде-
лах (5–75 мкм), достигалась низкая шероховатость обрабатываемых поверх-
ностей, которая объясняется, с одной стороны, низкой твердостью МАХ-
фазы, а с другой – нанослоистым перовскитоподобным строением ее элемен-
тарной ячейки, что обеспечивает расслаивание (разрушение) зерен по базаль-
ным плоскостям и, с высокой степенью вероятности, отделение в процессе
полирования нанослоев, которые представляют собой нанослои карбида ти-
тана (или, так называемые, МХэны). Таким образом, было установлено, что
по производительности и качеству обработки порошки МАХ-фазы Ti3AlС2
удовлетворяют требованиям, предъявляемым к полировальным материалам.
www.ism.kiev.ua/stm 24
Механические характеристики МАХ-фаз, уплотненных методом
горячего прессования (при 30 МПа)
Использование метода горячего прессования для уплотнения МАХ-фаз
позволяет довольно легко получать образцы больших размеров. Согласно
рентгеновскому фазовому анализу образец МАХ-фазы Ti3AlС2, уплотненный
в условиях горячего прессования при 30 МПа, структура которого показана
на рис. 4, содержал 89 % Ti3AlС2 (остальное – 5 % Al2O3 и 6 % ТіС), его плот-
ность (аддитивная) составляла 99 %.
7 мкм
Рис. 4. Структура уплотненного методом горячего прессования (при 30 МПа, 60 мин)
образца МАХ-фазы Ti3AlС2: серая матрица – МАХ-фаза, темно-серые включения – Al2O3.
Трещиностойкость или вязкость разрушения при нагрузке 600 Н, опреде-
ленная методом Палмквиста при трехточечном изгибе, для данного материа-
ла KIс = 10,2 MПa⋅м0,5. Исследование твердости при нагрузках на индентор
600 и 1500 Н показало, что твердость по Роквеллу данного материала HRA =
70 (при 600 Н), но определить HRC материала было невозможно, так как при
нагрузке 1500 Н образцы разрушались. Предел прочности при изгибе для
данных образцов достигала Rbm = 503 МПа, предел прочности при сжатии
Rсm = 700 МПа, а модуль Юнга – 149,4±28,7 ГПа (при нагрузке 49 Н). Микро-
твердость по Виккерсу, определенная при нагрузке 4,9 Н, составляла
4,6±0,8 ГПа.
ВЫВОДЫ
Образцы, изготовленные двустадийным способом синтеза плотностью
99 % (синтезированные в вакууме и уплотненные в условиях горячего прес-
сования при 30 МПа) и содержавшие 89 % Ti3AlС2 имели следующие значе-
ния механических характеристик: микротвердость – 4,6±0,8 ГПа (при 4,9 Н),
твердость НRA = 70 (при 600 Н), трещиностойкость (определенную трехто-
чечным методом) – 10,2 МПа·м0,5, модуль Юнга – 149,4±28,7 (при 49 Н),
ISSN 0203-3119. Сверхтвердые материалы, 2014, № 1 25
прочность при изгибе Rbm = 500 МПа, предел прочности при сжатии Rсm =
700 МПа.
Исследование методами ДTA и TГ образцов твердых растворов МАХ-фаз
Ti2Al1,1(CxN(1–x))y до и после термобаричного уплотнения до беспористого
(99 % плотности) состояния показало:
– уплотнение существенно замедляет кинетику окисления;
– стойкость к окислению на воздухе падает по мере увеличения количест-
ва азота в их составе;
– стабильность фазы 312 системы Ti–Al–C к окислению на воздухе выше,
чем 211 и твердых растворов систем Ti–Al–(C, N).
Установлена принципиальная возможность использования порошка МАХ-
фазы Ti3AlС2 для финишной обработки природных и синтетических кристал-
лов, так как интенсивность съема и качество обработанной поверхности со-
поставимо, а в некоторых случаях и несколько выше данных показателей для
алмазов марки АСМ2/1.
Вивчення стійкості до окислення на повітрі методами термогравіметрії
і диференційно термічного аналізу показало, що високощільні зразки Ti3AlC2 більш стабіль-
ні, ніж Ti2AlC і тверді розчини Ti2AlC1-xNx, причому, при збільшенні вмісту азоту в складі
твердих розчинів (до х = 0,75), стійкість до окислення знижується. Матеріал, що містить
89 % Ti3AlC2 (решта Al2O3 і ТіС ), щільністю 99 % від теоретичної мали міцність при зги-
нанні Rbm = 500 МПа, при стисканні Rсm = 700 МПа, тріщиностійкість KIc = 10,2 MПa·м0.5,
твердість HRA = 70 ГПа, HV = 4,6 ГПа, модуль Юнга – 149,4±28,7 ГПа. Після спікання
MAX- фази Ti3AlC2 з алмазами або з с-BN (50 % (за масою) в термобаричних умовах при 5,5–
7,7 ГПа і 1350–1960 °С протягом 0,07–1,0 год вона розпадається з утворенням TiС і TiAl
або TiB2, а на межі розділу з алмазами формується тонкий шар Al4C3. Розкладання Al4C3 в
композиційному матеріалі в результаті взаємодії з вологою повітря призводить до утво-
рення тріщин по периметру алмазів, що викликає повне руйнування матеріалу протягом 1–2
тижнів. Порошок Ti3AlC2 виявився ефективним для фінішного полірування ювелірних приро-
дних і синтетичних кристалів і конкурентоспроможним по відношенню до алмазів марки
АСМ 2/1 по продуктивності та якості обробки.
Ключові слова: МАХ-фази систем Ti–Al–(C, N), алмази, високі тиски,
кубічний нітрид бору, диференційний термічний аналіз і термогравіметрія, інструмен-
тальні зв'язки, полірування, механічні характеристики.
Thermogravimetry and differential thermal analysis have been used to study the
resistance to the air oxidation of high-density samples of Ti3AlC2, Ti2AlC and Ti2Al(C1–xNx) solid
solutions. It has been shown that the Ti3AlC2 samples are more stable than Ti2AlC and
Ti2Al(C1–xNx) solid solutions and as the nitrogen content of the solid solution increases to x = 0.75,
the oxidation resistance decreases. The following characteristics have been exhibited by the mate-
rial containing 89 wt % Ti3AlC2 (the rest being Al2O3 and TiC) having density 99% of theoretical:
bending strength Rbm = 500 MPa, compressive strength Rcm = 700 MPa, fracture toughness KIc =
10.2 MPa⋅m0.5, hardness HRA = 70 GPa, HV = 4.6 GPa, Young modulus 149.4±28.7 GPa. After
sintering with diamonds or cBN (50 wt %) at 5.5–7.7 GPa and 1350–1960 °C for 0.07–1.0 h the
Ti3AlC2 MAX phase decomposes to form TiС and TiAl or TiB2 and a thin layer of Al4C3 forms at the
interface with diamond. The Al4C3 decomposition in a composite material due to the interaction
with the air moisture results in the crack initiation along the diamond perimeter, which brings
about the material fracture in 1–2 weeks. It has been found that the Ti3AlC2 powder is efficient for
polishing natural and synthetic jewelry crystals and competitive in polishing efficiency and quality
with ACM 2/1 grade diamond.
Keywords: MAX phase, Ti–Al–(C, N) system, diamond, cubic boron nitride
(cBN), differential thermal analysis, thermogravimetry, high pressure, tool bond, polishing,
mechanical characteristics
1. Barsoum W. The Mn+1AXn: a new class of solids; thermodynamically stable nanolaminates //
Prog. Solid St. Chem. – 2000. – 28. – P. 201–281.
www.ism.kiev.ua/stm 26
2. DU Yu-Lei. Electronic structure and elastic properties of Ti3AlC from first-principles calcula-
tions // Chin. Phys. Lett. – 2009. – 26, N 11, art. 117102.
3. Wang X. H., Zhou Y. C. Layered machinable and electrically conductive Ti2AlC and Ti3AlC2
ceramics: a review // J. Mater. Sci. Technol. – 2010. – 26, N 5. – Р. 385–416.
4. Прихна Т. А., Дуб С. Н., Старостина A. В. и др. Механические свойства материалов на
основе МАХ-фаз системы Ti–Al–C // Сверхтв. материалы. – 2012. – № 2. – С. 38–48.
5. Старостина A.В., Прихна Т. А., Карпец М. В. и др. Синтез тройных соединений системы
Ti–Al–C в условиях высоких давлений и температур // Там же. – 2011. – № 5. – С. 32–
41.
6. Song G. M., Sloof W. G., Li S. B., Van der Zwaag S. Crack helling of advanced machinable
high temperature Ti3AlC2 ceramics // Proc. Тhe First Int. Conf. on Self Healing Materials,
Noordwijk aan Zee, The Netherlands, 18–20 April, 2007. – Р. 96.
7. Sun Z. M. Progress in research and development on MAX phases: a family of layered ternary
compounds // Int. Mat. Rev. – 2011. – 56, N 3. – Р. 143–166.
8. Wang X. H., Zhou Y. C. Oxidation behavior of Ti3AlC2 at 1000–1400 °C in air // Corros. Sci. –
2003. – 45, N 5. – P. 891–907.
9. Wang X. H., Zhou, Y. C. Microstructure and properties of Ti3AlC2 prepared by the solid-liquid
reaction synthesis and simultaneous in-situ hot pressing process // Acta Mater. – 2002. – 50. –
Р. 3141–3149.
10. Wang X. H., Zhou Y. C. Oxidation behavior of Ti3AlC2 powders in flowing air // J. Mater.
Chem. – 2002. – 12. – Р. 2781–2785.
11. Lin Z. J., Li M. S., Wang J. Y., Zhou Y. C. Influence of water vapor on the oxidation behavior
of Ti3AlC2 and Ti2AlC // Scripta Mater. – 2008. – 58. – Р. 29–32.
12. Oo Z., Low I. M., O’Connor B. H. Dynamic study of the thermal stability of impure Ti3SiC2
in argon and air by neutron diffraction // Physica B. – 2006. – 385–386. – Р. 499–501.
13. Wu E. D., Kisi E. H., Kennedy S. J., Studer A. J. In-situ powder diffraction study of Ti3SiC2
synthesis // J. Am. Ceram. Soc. 2001. – 84, N 10. – Р. 2281–2288.
14. Gao N. F., Miyamoto Y., Zhang D. On physical and thermochemical properties of high-purity
Ti3SiC2 // Mater. Lett. – 2002. – 55, N 1–2. – Р. 61–66.
15. Eklund P., Virojanadara C., Emmerlich J. et al. Photoemission studies of Ti3SiC2 and
nanocrystalline-TiC/amorphous-SiC nanocomposite thin films // Phys. Rev. B. – 2006. – 74,
N 4, art. 045417.
16. Emmerlich J., Music D., Eklund P. et al. Thermal stability of Ti3SiC2 thin films // Acta Ma-
ter. – 2007. – 55. – Р. 1479–1488.
17. Wang X. H. and Zhou Y. C. Stability and selective oxidation of aluminium in nano-laminate
Ti3AlC2 upon heating in argon // Chem. Mater. – 2003. – 15. – Р. 3716–3720.
18. Ивченко В. И., Косолапова Т. Я. Исследование абразивных свойств тройных
соединений в системах Ti–Al–C и Ti–Al–N // Порошк. металлургия. – 1976. – № 8. –
С. 56–59.
19. Cabioc’h T., Eklund P., Mauchamp V., Jaouen M. Structural investigation of substoichiome-
try and solid solution effects in Ti2Al(Cx,N1−x)y compounds // J. Eur. Cer. Soc. – 2012. – 32. –
Р. 1803–1811.
Ин-т сверхтвердых материалов Поступила 10.12.13
им. В. Н. Бакуля НАН Украины
Institut für Photonische Technologien
Universite de Poitiers, CNRS/ Laboratoire PHYMAT,
UMR 6630 CNRS-Universite de Poitiers
|