Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Основные закономерности процесса жидкофазного спекания порошковых материалов и их физико-механические свойства 13
п. 1.1. Движущие силы спекания порошковых систем с взаимодей ствующими компонентами 13
п. 1.2. Механизм объемных изменений образцов в процессе спека ния с участием жидкой фазы 24
п. 1.3. Механические свойства порошковых материалов 3 8
п. 1.4. Порошковые антифрикционные материалы 50
п. 1.5 . Постановка задачи 5 5
Глава 2. Материал и методика исследования 58
п.2.1. Используемые материалы 58
п.2.2. Методика приготовления образцов 64
п.2.3. Методика исследований механических и триботехнических свойств 67
п.2.4. Структурные исследования 71
Глава 3. Объемные изменения образцов Cu-Al при спекании . 72
п.3.1. Сплавообразование при спекании системы Cu-Al в зависимости от состава смеси 72
п.3.2. Влияние продолжительности спекания на объемные изменения прессовок порошковой системы Cu-Al 89
п.3.3. Влияние температуры спекания на объемные изменения образцов спеченной алюминиевой бронзы п.3.4. Эволюция структуры порошковых сплавов системы Cu-Al в
процессе спекания 109
п.3.5. Влияние легирующих добавок на объемные изменения при спекании прессовок Cu-Al 118
Глава 4. Поведение спеченных материалов при механических и триботехнических испытаниях .
п.4.1. Поведение спеченных порошковых сплавов системы Cu-Al при деформировании. 139
п.4.2. Влияние концентрации алюминия и температуры спекания на механические свойства спеченных материалов системы Cu-Al. 151
п.4.3. Влияние легирующих добавок на механические и триботех нические свойства спеченной алюминиевой бронзы 169
Заключение 187
Литература
- Механические свойства порошковых материалов
- Постановка задачи
- Методика исследований механических и триботехнических свойств
- Влияние концентрации алюминия и температуры спекания на механические свойства спеченных материалов системы Cu-Al.
Введение к работе
з
Объект исследования її актуальность темы. Активное развитие порошковой ме-аллурпш позволило довольно заметно упростить и удешевить технологические провесы изготовления детален, но при переходе на порошковую технологию встает во-ірос о достижении необходимых физико-механических характеристик получаемых плавов. В настоящее время уровень прочности порошковых материалов не всегда казывается достаточным. Поэтому главной целью научных исследований в области іроизводства спеченных конструкционных деталей является улучшение механиче-кнх свойств материалов - от этого зависит дальнейшее расширение их применения в азличных отраслях промышленности.
Анализ ситуации п области антифрикционных материалов и сплавов показывать что ряд деталей для узлов трения изготавливаются исключительно способом по-ошковой металлургии. Сплавы на основе меди, прежде всего оловянистые и евннцо-истые бронзы, обладают хорошей прирабатываемостыо и высокой теплопроводио-тыо, что позволяет использовать их при высоких скоростях скольжения. Но основ-ым недостатком данных материалов является высокая цена на порошки меди и, осо-енно, олова. В связи с этим актуален поиск замены олова на более дешевую легн-ующую добавку, которая бы не ухудшала качества антифрикционного материала, [аиболее перспективным металлом для этой цели является алюминий, стоимость ко-эрого на порядок меньше стоимости олопа.
Тот факт, что порошковые сплавы на основе меди с добавкой алюминия пока це не нашли широкого промышленного применения, делает актуальным более де-ільное исследование процессов сплавообразовапия системы Cu-АІ в ходе спекания определение физико-механических и триботехническнх свойств полученных спла-эв, обусловленных формирующейся при данном процессе структурой. При этом ісдует иметь ввиду, что неоднородное распределение легирующих элементов в спешном материале обуславливает его специфическое поведение в условиях мехаличе-<ого ппгружеиня.
Хотя уже сложились и существуют выверенные научные положения, касаю- . :нсся процесса спекания, но слишком общин их характер не всегда позволяет зара-:е определить, какие факторы вносят существенный вклад п объемные изменения
спекаемых тел на конкретном этапе спекания. В частности, это касается процесс, спекания с участием жидкой фазы для систем с существенной растворимостью ком понентов в твердой и жидкой фазах. Данный факт обуславливает актуалыюсть-даль нейших исследований процесса жидкофазного спекания подобных систем, к которыл относится и система Cu-Al.
Использование теоретических разработок в области жидкофазного спекант позволяет достаточно корректно прогнозировать объемные изменения спекаемы> прессовоки, что является благоприятной предпосылкой для получения спеченных материалов заданной структуры.
Поскольку исследования спечешюй алюминиевой бронзы были ограничены пс содержанию алюминия и температурам спекания, а полученные сплавы демонстрировали невысокие механические свойства, то сформировалось мнение о низких потребительских свойствах данных порошковых материалов независимо от содержания алюминия. Для улучшения его свойств в основном прибегают к дополнительному ле-гированшо третьими компонентами типа железа, никеля, марганца и др., что приводит к нежелательным объемным изменениям - увеличению размеров прессовок. В связи с этим анализ возможности контролирования объемных изменений образцов в процессе спекания алюминиевой бронзы, легированной дополнительными компонентами, и исследование механических свойств полученных материалов представляется весьма важным.
Решению указанных вопросов посвящена настоящая работа.
Основной целью диссертационной работы является экспериментальное исследование закономерностей спекания порошковой системы Cu-Al, влияния дополнительного легирования ее третьими компонентами на объемные изменения прессовок н формирование структуры, обуславливающей механические и трибогехническне свойства спеченных материалов.
В соответствии с целями исследования были поставлены следующие конкретные задачи:
1. Построить экспериментальные кривые зависимости усадки образцов от содержания второго компонента в системе Cu-Al для разных времен и температур спекания. На основе апробированных соотношений, описывающих обьсмные
изменения порошковых тел при жидкофазиом спекании, рассмотреть характер протекания процесса сплавообразования в данной системе.
-
Проанализировать эволюцию микроструктуры порошковых сплавов при спекании в зависимости от состава и температуры спекания.
-
Оценить влияние дополнительных легирующих компонентов на характер объемных изменений прессовок системы Cu-AI при спекании.
-
Провести анализ механических и трпботехиических свойств полученных порошковых сплавов.
-
На основашш экспериментальных исследований разработать порошковую алюминиевую бронзу оптимального состава, демонстрирующую высокие механические и трнботехническле свойства.
-
Провести испытания спеченных деталей в промышленных условиях с целью рекомендации их к дальнейшему применению в производстве.
Научная новизна.
Показано, что основные объемные изменения прессовок системы Cu-AI не завершаются в момент протекания экзоэффекта при спекании, вызванного взаимодействием компонентов в результате появления жидкой фазы. Установлено, что для возникновения усадки необходимо последующее повышение температуры спекания при соответствующей его продолжительности. Проведенные исследования объемных изменений прессовок в процессе жидкофазного показали, с каким знаком п в каких пределах прессовки исследуемых сплавов изменяют своп размеры при спекании в зависимости от состава, времени и температуры спекания. Данные результаты позволили определить оптимальный состав порошкового сплава, прессовки которого не меняют свои размеры в процессе спекания при заданной температуре. Определено влияние Те, Ni, Si, графита и соединений FeP, FeAi3 на характер объемных изменений прессовок системы Cu-AI при спекании. Анализ закономерностей спекания многокомпонентных порошковых смесей позволил решить проблему упрочнения алюминиевой бронзы некоторыми добавками, и том числе железом, не вызывая нежелательных изменений размеров образцов при спекании. Проведенный анализ поведения спеченных порошковых материалов системы Cu-AI при механических испытаниях в зависимости от их состава н температуры спекания позволил определить оптимальный состав
6 сплавов, обуславливающий высокие механические и триботехнические свойства спеченных материалов на основе алюминиевой бронзы.
Практическая ценность
Использование конкурирующих процессов усадки и роста порошковых тел системы Cu-Al при спекании позволило получить изделия из алюминиевой бронзы с заданными пористостью и структурой. Состав порошкового сплава дает возможность сохранять размеры деталей при спекании, а достаточно высокие механические свойства спеченной алюминиевой бронзы - основание рекомендовать ее для промышленного применения в качестве антифрикционного материала. Новый порошковый сплав на основе алюминиевой бронзы защищен патентом Российской Федерации № 2077784 or 07.04.1994г. Получено положительное решение на выдачу патента на спеченный антифрикционный материал на основе шшмтшевой бронзы, легированной интерметалллдами, по заявке №98118475 от 21.03.2000г. Полученные порошковые сплавы прошли успешные производственные испытания в узлах трения промышленного оборудования на электроламповом, нефтеперерабатывающем, текстильных, пищевых и транспортных предприятиях, о чем свидетельствуют акты испытаний в приложении. Кроме того, порошковые сплавы системы Cu-АІ использовались в качестве модельных объектов исследования в рамках проектов приоритетного направления "Компьютерное конструирование новых материалов" Государственной научно-технической программы России "Новые материалы". Результаты исследования поведения спеченных сплавов при деформировании могут служить дополнительной экспериментальной базой для дальнейшего развития теории пластического течения структурно-неоднородных материалов в рамках физической мезомеханики.
Основные положения, выдвигаемые для защиты:
-
Совокупность экспериментальных результатов по исследованию влияния состава порошковых смесей и режимов их спекания на структуру, механические и трибо-техннческие свойства спеченных сплавов па основе алюминиевой бронзы.
-
Результаты анализа поведения спеченных материалов при механических испытаниях.
-
Способ повышения триботехпнческпх свойств спеченной алюминиевой бронзы путем легирования иптерметаллидпыми частицами FeAlj.
: 7
Методы исследования
Для получения однородных механических смесей различного состава из элементарных порошков смешивание проводили не менее 5 часов. Образцы для спекания получали методом холодного двухстороннего прессования на машине МС-500 в цн-линдріпескон пресс-форме с "плавающей" матрицей. Сырые прессовки спекали в вакууме при давлении не выше 10"' Па в электропечи СНВЭ-1.3.1/16 в диапазоне температур от 600 до 1000 С, время выдержки при заданной температуре составляло от 5 до 60 минут. Для определения механических и триботехшгческих свойств спеченных материалов использовалось стандартное оборудование. Испытания на прочность образцов при растяжении (ГОСТ 1497-73) и сжатии (ГОСТ 2503-80) проводились на установке "lnstron-1185". Определялась твердость спеченных материалов по Бринел-лю в соответствии с ГОСТом 9012-59 с использованием шарового нндентора диаметром 5 мм. Испытания спеченных сплавов на трение проводилось на серийной машине трения 2070 СМТ-1 по схеме «диск-колодка» в условиях трения скольжения со смазкой. Вращающийся диск был выполнен из закаленной стали 45 (48-50 HRC), колодки - из исследуемого порошкового материала. Фотографировать структуры проводилось с помощью металлографических микроскопов МИМ-10 и "Neophot-21" с увеличением 125 , 500 и 750Х. Для уточнення фазового состава спеченных образцов проводился реитгенофазовый анализ методом дифрактометрии. Для съемок использовали рентгеновские дифрактометрьг "ДРОН-3" и "ДРОН-УМ". Съемку проводили в фильтрованном ("ДРОН-УМ") и моїюхроматизированном ("ДРОН-3") Сица -излучениях.
Апробация работы
Основные результаты диссертационной работы доложены и обсуждены на заседаниях семтгара лаборатортг порошковой металлурги! и твердых сплавов ИФПМ СО РАН. Результаты работы докладывались и обсуждались на следующих конференциях: Всесоюзной конференции "Пути повышения качества и надежности деталей из порошковых материалов" (Барнаул, 1991г.), First Russian-Chinese Symposium "Actual problems of modem materials science", (Tomsk, 1992r.), I конференция "Материалы Сибири", (Новосибирск 1995г.), Intern. Workshop "Materials Instability under Mechanical Loading", (St-Petersburg, 1996г.), на IV всероссийской научно-технической конференции "Механика летательных аппаратов и современные материалы" (Томск 1998г.), на
конференции молодых ученых "Физическая мезомеханлка материалов" (Томск 1998г.), Int. Confer. Matrib'99. (Zagreb, Croatia 1999г.), на Научной конференции "Ме-тапдеформ-99" (Самара, 1999г.), V Russian-Chinese Int. Symposium, (Baikalsk, 1999г.).
Обоснованность и достоверность экспериментальных результатов и выводов, сформулированных в диссертации, обеспечивается корректностью постановки задачи, выбором экспериментальных методов исследования и используемого оборудования, проведением соответствующих расчетов, сопоставлением с опубликованными результатами других авторов.
Объем и структура работы. Диссертация состоит из введения, четырех глав, заключения, приложения и списка литературы. Объем диссертации составляет 218 страниц, 6 таблиц и 64 рисунка. Список литературы содержит 238 наименований.
Механические свойства порошковых материалов
Рассматривая процессы спекания многокомпонентных порошковых систем, следует иметь в виду ряд особенностей, присущих данному процессу. Прежде всего, понижение свободной энергии определяется не только факторами, характерными для однокомпонентных порошков и гетеродиффузией, способствующей выравниванию концентрации в системе, но и образованием межфазных поверхностей, энергия которых, как правило, ниже, чем поверхностная энергия на границе вещество - пустота. Ход процесса спекания в значительной мере определяется характером диаграмм состояния элементов, составляющих многокомпонентную систему. От степени протекания процесса сплавообразования зависит кинетика уплотнения спекаемого материала и изменение его физических и механических свойств. В отличие от спекания однокомпонентных систем, где диффузионные процессы, как правило, способствуют уплотнению, гетеродиффузия в многокомпонентных системах может приводить к торможению процесса усадки. [3,48,88,89].
Спекание многокомпонентных систем может проходить как в присутствии жидкой фазы, так и без нее (твердофазное спекание). Жидкая фаза может сопровождать весь период спекания до конца изотермической выдержки или исчезать через определенное время после своего появления, несмотря на продолжающийся нагрев [1,4].
Спекание порошковых брикетов в присутствии жидкой фазы имеет целый ряд особенностей по сравнению с твердофазным спеканием. В случае жидкофазного спекания огромную роль приобретают такие процессы, как растекание жидкости по поверхности частиц и капиллярное проникновение ее в микротрещины и щели между частицами, растворение твердой фазы в жидкости с последующей кристаллизацией, а также поток второго компонента из жидкости в частицы твердой фазы [5, 17, 37, 43]. Процесс спекания оказывается особенно сложным, когда компоненты системы, согласно диаграмме состояния, имеют существенную растворимость друг в друге и образуют эвтектические смеси и интерметаллические соединения. В этом случае появление жидкости может сильно ускорить реакции образования химических соединений и привести к аномальным изменениям объема брикетов [5, 48-50]. Роль жидкой фазы при спекании огромна, так как ее появление ускоряет многие физико-химические процессы в порошковых телах. Непосредственно само жидкофазное спекание представляет большой интерес для порошковой металлургии, так как позволяет не только контролировать плотность полученных материалов, но и формировать структуру, обуславливающую их высокие механические свойства.
Жидкая фаза, образовавшаяся при расплавлении легкоплавкого компонента или в результате контактного плавления, облегчает взаимодействие между отдельными частицами порошка, но только в том случае, если она их смачивает [44, 90, 91]. В присутствии жидкой фазы существенно увеличивается скорость диффузии компонентов, облегчается перемещение твердых частиц друг относительно друга. При наличии хорошей смачиваемости с появлением жидкой фазы между твердыми частицами образуется искривленные поверхности жидкости - мениски, на которые действуют капиллярные силы, стремящиеся сблизить частицы. При этом можно считать, что спекаемое тело находится под равномерным всесторонним сжимающим давлением. При хорошей смачиваемости жидкость проникает в контактные участки, резко уменьшая трение между частицами. Частицы сближаются и перестраиваются, в результате чего происходит усадка, скорость которой весьма высока. В присутствии жидкой фазы, в которой растворяется твердая фаза, интенсифицируются процессы диффузионного массопереноса [2, 11, 36, 38, 92, 93].
Одним из существенных моментов, возникающих при спекании эвтектических систем, является контактное плавление, вследствие которого в зоне контакта разноименных частиц образуется жидкая фаза.
Вследствие контактного плавления жидкая фаза появляется при температурах, значительно меньших, чем температура плавления легкоплавкого компонента [5, 17]. При этом количество возникающей жидкой фазы и скорость ее образования могут быть весьма значительными [17, 94, 95].
С термодинамической точки зрения, контактное плавление рассматривается как частный случай фазовых переходов в системах, диаграммы состояний которых имеют минимум на линии ликвидус. Согласно правилу Гиббса, равновесие между тремя фазами в бинарной эвтектической системе может быть лишь при одной температуре и определенных объемах и составах каждой из фаз. При отклонении температуры от температуры плавления эвтектики происходит самопроизвольный процесс изменения составов и объемов фаз до тех пор, пока не исчезнет одна из фаз, и не наступит равновесие между двумя оставшимися.
Основным критерием для определения направления процесса при постоянных температуре и давлении является изменение свободной энергии системы. Поскольку свободная энергия системы двух или более металлов, приведенных в контакт при температуре плавления эвтектики, очень высока, то должны самопроизвольно развиваться процессы, приводящие систему в состояние с минимальной свободной энергий. Такими процессами могут быть образование твердых растворов вследствие взаимной диффузии и появление в зоне контакта стабильной жидкой фазы, связанное с плавлением твердых растворов [95].
Таким образом, процесс контактного плавления можно условно разделить на две стадии: первая - образование твердых растворов и их распад с образованием жидкости; вторая - взаимодействие твердых компонентов через прослойку жидкой фазы. С точки зрения термодинамики, движущие силы процесса контактного плавления обусловлены различием химических потенциалов компонентов в соприкасающихся твердой и жидкой фазах [96]. При этом процесс контактного плавления должен развиваться путем переноса масс с определенными конечными скоростями через границы раздела твердой и жидкой фаз. Следовательно, должны существовать потоки компонентов из жидкости в твердые частицы, т.е. образовываться твердые растворы. А сам процесс контактного плавления (образования жидкой фазы) будет продолжаться до тех пор, пока не исчезнет одна из твердых фаз. Далее составы жидкой и твердой фаз претерпевают изменение до тех пор, пока химические потенциалы компонентов не сравняются, и в системе не наступит равновесие.
Постановка задачи
Таким образом, зависимость конечной пористости порошкового тела из двухкомпонентнои смеси, спекаемого в присутствии жидкой фазы, от исходной пористости, можно представить в виде линейной зависимости. Увеличение любого из параметров ведет в одинаковой мере к уменьшению пористости спеченного материала. Поэтому для осуществления усадки заданной величины при сравнительно малой растворимости твердой фазы в жидкой требуется значительное количество расплава в порошковом теле в момент начала спекания, тогда как при заметной растворимости можно ограничится небольшим содержанием добавки, образующей жидкую фазу.
Формулы (1.2) и (1.3), описывающие зависимость пористости спеченных сплавов от исходной пористости порошковых тел, можно применять для систем, обладающих униполярной растворимостью либо в твердой, либо в жидкой фазе. Обобщенная зависимость объемных изменений спекаемых тел при жидкофазном спекании была получена при следующих упрощающих предположениях [5]:
1. Жидкая фаза, образующаяся в результате плавления легкоплавкого компонента или контактного плавления, хорошо смачивает и растекается по твердой фазе, так что все частицы второго компонента имеют возможность взаимодействовать с расплавом по всей своей поверхности.
2. Знак изменения объема частиц второй фазы при взаимодействии с жидкой определяется преимущественным направлением диффузионного потока атомов на межфазной границе. Переход атомов твердой фазы в расплав сопровождается уменьшением размера частиц, тогда как диффузия атомов из жидкой фазы в твердую приводит к увеличению их объема. При наличии обоих потоков знак и величина объемного изменения частиц определяются разностью потоков.
3. Изменение объема порошкового тела в целом определяется изменением объема всех частиц твердой фазы, составляющих в совокупности относительно жесткий "скелет" прессовки. Увеличение частиц в объеме сопровождается их взаимным "расталкиванием", в результате чего все порошковое тело растет. Наоборот, при уменьшении объема частиц они сближаются под действием капиллярных сил, и порошковое тело в целом претерпевает усадку.
4. Форма частиц и их взаимное расположение при взаимодействии с жидкой фазой не меняются. Поэтому относительное изменение объема пространства между частицами твердой фазы в результате усадки или роста равно относительному изменению объема этих частиц и порошкового тела в целом.
5. Изменение объема порошкового тела в результате твердофазного спекания, перегруппировки частиц, действия газов в замкнутых порах, расплавления и кристаллизации добавки, а также отклонение закона изменения удельного объема твердой фазы при образовании интерметаллидов от аддитивного малы и ими можно пренебречь.
При условии преимущественной диффузии жидкой в твердую фазу зависимость конечной пористости от начальной запишется, согласно [5] как: _ Cs(l-C)-CCL _ (1-C)(l-Cs-CL) П = — L + n0- 5 LL (14) \-c-cL i-c-с, y В работах [5, 47], анализируя экспериментальные данные, записали более точное обобщенное выражение, учитывающие влияние перегруппировки частиц твердой фазы на изменение пористости порошкового тела при спекании: „ СА\-С)-СС, nrr (1-С)(1-С,-С,) Я = — L + JU7Q- —, (15) 1-C-Q \-C CL к } где R - коэффициент перегруппировки, который показывает долю пористости, остающуюся в прессовке после перегруппировки частиц [5].
В монографии [5] показано, что при взаимодействии металла, находящегося в твердом состоянии, с расплавом растворению твердой фазы в данном расплаве всегда предшествует, а затем сопровождает диффузия второго компонента из жидкой фазы в твердую. Это вызывает увеличение объема образца, величина которого пропорциональна концентрации продиффундировавшего в твердую фазу компонента. Если не весь объем жидкой фазы поглощается твердой, рост прессовки сменяется усадкой, вызываемой процессом растворения твердой фазы в жидкой и перегруппировкой. По абсолютной величине эта усадка тем больше, чем выше растворимость компонента твердой фазы в расплаве и чем больше его содержание в прессовке. Таким образом, по объемным изменениям, которые претерпевает обра 33 зец в процессе спекания, можно судить о характере взаимодействия компонентов.
Согласно приведенному соотношению (1.5), для объемных изменений спекаемого тела важны интегральные концентрации компонентов в твердой (С5) и жидкой (С,) фазах, а не характер их распределения в объеме фаз, а также образование и распад промежуточных соединений в ходе спекания. Предполагается, что объемные изменения порошковых тел в результате диффузионного сплавообразо-вания при заданной температуре и достаточной продолжительности жидкофазного спекания завершаются в силу достижения системой химического равновесия при данном соотношении твердой и жидкой фаз.
Если в равновесных условиях при температуре спекания система по фазовой диаграмме попадает в область твердо-жидкого состояния, то объемные изменения в ней завершается в силу насыщения обеих фаз. В случае спекания порошковых тел с малым содержанием жидкой фазы их объемные изменения не заканчиваются после исчезновения расплава, поскольку на его месте вокруг пор остается закристаллизованный сплав с более высоким содержанием добавки, чем в частицах основного компонента [5]. В этих условиях последующее выравнивание концентрации в твердом состоянии в результате преимущественной диффузии легкоплавкого компонента из закристаллизованного расплава в основной компонент должно вызывать рост прессовок аналогично тому, как если бы диффузия осуществлялась из расплава. Что касается диффузионных процессов выравнивания концентрации в пределах частиц основного спекаемого компонента, то они не должны существенно влиять на объемные изменения материала, однако могут оказывать значительное влияние на его механические свойства. Все это относится к спеканию при низких и умеренных температурах.
Методика исследований механических и триботехнических свойств
При построении теоретической кривой 2 на рис. 10 по выражению (1.6) независимой переменной выступало значение концентрации вводимого в смесь алюминия, при этом перегруппировкой пренебрегали (i?=l). Поскольку параметр Q для данной температуры спекания постоянен и не зависит от концентрации вводимого алюминия, то оставалось лишь определить значения Cs. Так как для системы
Си-А1 они определены в работах [5, 47], то в наших теоретических расчетах объемных изменений спекаемых прессовок значения Cs взяты из табличных данных, приведенных в [5, 47]. Значения параметра Cs в работах [5, 47] рассчитаны по выражению (1.5) на основе экспериментальных прямых зависимости конечной пористости от начальной для соответствующих температур спекания и составов. При этом для нахождения пористости использовалась теоретическая плотность материала, рассчитанная на основе аддитивной зависимости плотности сплава от состава без учета ее изменений вследствие сплавообразования. Однако неточность при расчете пористости в силу неучета отклонения 7значений плотности образующихся интерметаллидных фаз от аддитивной зависимости плотности составляющих компонентов может заметно сказаться на результатах расчетов значений Cs, если учесть, что значения
плотности образующихся интерметаллидов на основе меди в системе Cu-АІ со-ставляют от 4.356 до 5.775 г/см [175]. Для сравнения отметим, что плотность самой меди - 8.94 г/см3 [175], и теоретическая начальная плотность используемых смесей - от 6.5 до 8.5 г/см . Если принять во внимание, что объемная доля интерметаллидов с увеличением концентрации алюминия возрастает, то становится очевидной причина расхождения результатов в области высокого содержания добавки. Проиллюстрируем сказанное на полученных в настоящей работе экспериментальных результатах.
По аналогии с [5, 47] для составов, представляющих как однофазный материал (7 ат. %), так и двухфазный (24 ат. %), построена экспериментальная зависимость конечной пористости от начальной и расчетная кривая (рис. 11 и 12). При этом в выражении (1.5) подставлена величина Cs, рассчитанная из экспериментальных значений изменения объема прессовок с использованием выражения (1.6). (О 15 20 25 ЗО 35 40 45 П(),%
Экспериментальная (7) зависимость конечной пористости от начальной для порошкового сплава однофазного состава (Си-6 ат.% А1), спеченного при 900 С в течение 5 минут, и теоретическая (2), расчитанная по выражению (1.5). Предполагается, что перегруппировка в данном случае отсутствует. Рисунки 11 и 12 показывают ход данных кривых. Видно, что экспериментальная кривая зависимости П от П0 для двухфазного состава сплава (24 ат. %) лежит выше расчетной прямой (рис.11). Поскольку в первом случае мы брали значения 77, рассчитанные из предположения аддитивности значения компактной плотности спеченного материала, то фактически ее истинное значение получается ниже. Действительно, при определении Cs из экспериментальной прямой в соответствии с (1.5), значение этого параметра для сплава с 24 ат. % алюминия оказалось равно 0.199, тогда как при расчете по формуле (1.6) при подставлении значений экспериментальных значений объемных изменений он был равен 0.192.
Оценим, насколько может изменяться пористость спеченных образцов при изменении компактной плотности рк. Для состава с 24 ат. % алюминия при адди-тивном способе расчета рк составляло 6.998 г/см . Для примера допустим, что доля интерметаллидной фазы в спеченном материале составляет 25 %, и плотность данной фазы равна 5.78 г/см3. Тогда на основании простого расчета плотность сплава при неизменном исходном содержании алюминия составит уже 6.64 г/см3. То есть, присутствие в сплаве 25 % интерметаллидной фазы понижает значение плотности компактного спеченного материала на 5 %.
При использовании скорректированных значений плотности двухфазного материала мы получаем совпадение экспериментальной и расчетной зависимости П(П0). В случае же однофазного материала значения скорректированной плотности и полученной из принципа аддитивности фактически совпадают (1 и 2, рис. 12). Следует отметить, что определить объем образовавшихся интерметаллидов в спеченном продукте достаточно трудно, поскольку необходимо знать, как близко находится система к положению равновесия, и иметь точную диаграмму равновесных состояний.
При сопоставлении экспериментальных и расчетных результатов полученные расхождения можно отнести на счет перегруппировки частиц {R \), что в общем соответствует механизму усадки при жидкофазном спекании данной системы [47]. Однако в нашем случае форма частиц меди далека от совершенной, и они имеют дендритное строение, так что возникновение перегруппировки таких частиц можно ожидать только при наличии значительного количества жидкой фазы. Если мы внесем в выражение (1.6) поправку на усадку, связанную с перегруппировкой, то вид кривой будет соответствовать той, что показана на рис 10, кривая 3. Видно, что хотя допущение о наличии перегруппировки частиц твердой фазы (Я=0.9 согласно данным из работ [5, 47]) и приближает расчетную кривую к экспериментальным точкам, все равно отличие расчетных кривых от экспериментальных данных в области больших концентраций алюминия достаточно ощутимы. Очевидно, что одной перегруппировкой скорректировать результаты расчетов сложно, поскольку более низкие значения R в нашем случае будут нереальными.
Таким образом, если принять во внимание, что истинные значения концентраций растворившейся в твердой фазе легкоплавкой добавки Cs отличаются от тех, что были определены графическим способом [5, 47], то более точнее можно попытаться вычислить их, решая обратную задачу с использованием известных из эксперимента значений объемных изменений в выражении (1.6).
В данном случае оказалось, что алюминия (Cs) уходит в твердую фазу несколько меньше, чем было определено ранее в работах [5, 47]. Построив графическую зависимость концентраций продиффундировавшего алюминия в меди Cs от его исходного содержания (рис. 13), можно видеть, что она описывается линейной аппроксимацией. Однако для разных областей концентраций существует свой угол наклона прямой зависимости Cs от С. В данном случае видно, что прямые меняют свой наклон при переходе состава, соответствующего однофазной области, к составу, принадлежащему двухфазной области.
Чтобы оценить, какая часть алюминия продиффундировала в медь согласно выражению (1.6) в рамках данной модели, и как это связано с фазовым составом системы, построим зависимость отношения С$/С от исходного содержания алюминия (рис.14). Как видно из рисунка 14, ход кривой хорошо согласуется с особенностями экспериментальной кривой объемных изменений, представленной на рис. 10. Некоторое замедление роста спекаемых образцов по мере приближения содержания в них легирующей добавки к 20 ат. % (рис. 14), объясняется замедлением темпа прироста доли продиффундировавшего в медь алюминия
Влияние концентрации алюминия и температуры спекания на механические свойства спеченных материалов системы Cu-Al.
Для успешного внедрения порошковых материалов в производство необходимо не только определить их основные механические характеристики, но оценить поведение данных сплавов непосредственно в процессе механического нагружения. Понимание механизма деформирования пористых тел с учетом его гетерогенной структуры дает возможность, контролируя процесс жидкофазного спекания, задавать соответствующую структуру, повышая тем самым потребительские свойства порошкового материала.
Спеченные материалы представляют собой сложную гетерогенную систему, где существенную роль играют не только количество и характер распределения пор, но и структура компактных участков. Неоднозначность поведения ряда физических параметров порошковых материалов (таких как коэффициент Пуассона, модули упругости и т.д.) от содержания пор делает актуальным более детальное исследование влияния их структуры, обусловленной концентрацией легирующих компонентов и температурой спекания, на механические характеристики спеченного материала.
В последнее время широко используется представление о деформируемом твердом теле как о диссипативной системе, характеризующейся спонтанной перестройкой дислокационной структуры в процессе пластического деформирования [198]. При этом принимают во внимание, что процессы пластического деформирования твердых тел являются самоорганизующимися [83, 199-201]. Пластическая деформация твердого тела приобретает многоуровневый и стадийный характер [133-134, 198, 202].
Если рассматривать более конкретные случаи, то можно отметить, что для поликристаллических твердых растворов меди характерны три основные стадии их пластического течения: стадия легкого скольжения (I), линейная (II) и параболическая (III) [134, 203]. Некоторые авторы выделяют переходную стадию между стадией легкого скольжения и линейной стадией [133]. В частности, отмечается, что литым сплавам типа системы Cu-АІ линейной стадии предшествует переходная стадия, на которой коэффициент деформационного упрочнения непрерывно возрастает при увеличении степени деформации. Причем часто стадия легкого скольжения может и не проявляться на кривой течения, особенно в материале с мелким зерном или в сплавах с низкой упорядоченностью твердых растворов.
Изучение стадийного характера кривых течения в основном касался литых моно- и поликристаллических металлов и их сплавов. Эволюция дислокационной структуры в ходе деформирования литых сплавов на основе меди подробно исследована в работах [202-204], где было отмечено, что тип структуры подобен для большинства сплавов на соответствующем этапе пластического течения, и где было показано, что стадия II характеризуется преимущественно клубковой структурой, которая сменяется ячеистой структурой на параболической стадии. Ее окончание проявляется как формирование полосовых структур. При этом следует иметь в виду, что речь идет о преимущественном типе структуры, который определяет скорость релаксации напряжений в твердом теле, поскольку в силу неоднородности свойств сплавов по объему можно наблюдать в отдельных областях структуру, не соответствующую действующей стадии кривой течения [176, 178, 205].
С другой стороны, вне рамок исследований кривых течения оказались материалы, принадлежащие к другому классу - порошковые сплавы, обладающие специфической, присущей только данному типу материалов, структурой. Рассматривая такие материалы, следует учитывать наличие дополнительного элемента структуры - пор, которые могут активно взаимодействовать с дислокационными структурами деформируемого тела, оказывая влияние на пластическое течение данных материалов.
В связи с этим актуальным является анализ экспериментальных данных пластического течения спеченных порошковых материалов на основе меди с точки зрения взаимосвязи стадийности деформационных кривых и структурных характеристик сплавов, обусловленных составом и температурой спекания образцов.
Картина пластического течения спеченной меди в условиях деформирования растяжением представлена на рис. 40. Прежде всего, обращает на себя внимание
Кривые «напряжение-деформация» при растяжении спеченных образцов из меди при непрерывном нагружении (7) и нагружении с остановками (2), где точки А и Б - места прерывания деформирования. необычное поведение пористых спеченных материалов при релаксации напряжений в случае временной остановки деформирования, выраженное в заметном падении величины напряжения. Причем величина падения такова, что для достижения исходного уровня упрочнения в дальнейшем требуются более значительные степени деформации, чем для литых материалов и монокристаллов на основе меди [205]. Столь существенные степени релаксации напряжений дают основание предполагать, что в данном процессе участвуют не только отдельные элементы структуры на уровне зерна, но и вовлечены структурные составляющие сплавов, имеющие более высокий масштабный уровень.
В настоящей работе испытания образцов при определении механических свойств спеченной алюминиевой бронзы проводили преимущественно в условиях статического сжатия как более "мягкого" по сравнению с другими видами испытаний. При этом испытывались образцы, спеченные в интервале температур от 600 до 1000 С. Концентрация алюминия в сплавах находилась в пределах до 30 ат. %, то есть были охвачены как однофазная область диаграммы состояния системы, так и двухфазная, содержащая интерметаллид.
На рис. 41 и 42 приведены кривые течения спеченной в течение часа при 850 и 1000 С алюминиевой бронзы. Вид данных кривых для большинства материалов подобен тем, которые наблюдаются при испытании литых сплавов на основе меди.
Как известно, для описания формы кривой на каждой стадии пластического течения можно использовать выражение [133, 176, 206, 207]: сг,. = а- + Ає" , (4.1) где y.t и of - действующее и начальное напряжение течения для каждой стадии, А константа материала, а щ - показатель степени, характеризующий конкретную стадию. Для большей наглядности и с целью оценки влияния состава и температуры спекания на ход кривых течения можно перейти к логарифмическим координатам Inст « /(Ins). В данном случае участки кривой с постоянным наклоном будут характеризовать стадии, а тангенс угла наклона - соответствовать значению показателя степени ПІ в выражении (4.1) (рис. 43-44). Рассчитанные значения показателя и,-представлены в таблице III.
