Содержание к диссертации
Введение
1. Совершенствование структуры и свойств порошковых материалов в условиях аьсгивиюванного спекания (литературный обзор и задачи исследования) 15
1.1. Общая характеристика процессов спекания 15
1.2. Методы активирования уплотнения при спекании порошковых материалов 20
1.3. Влияние добавок нанопорошков на структурообразование в спеченных материалах 26
1.3.1. Особенности образования зеренной структуры 27
1.3.2. Диффузионная гомогенизация порошковых материалов 29
1.4. Влияние дисперсности и способа подшихтовки легирующих добавок на механические свойства порошковых материалов 34
1.5. Цели и задачи исследований 36
2. Исследование пюцессов получения нанопэрошксв методом термичежогоразложенияхимическж 39
2.1. Процессы и кинетические закономерности термического разложения химических соединений в твердой фазе 41
2.2. Изотермическое разложение оксалатов Fe, Ni, Со и Си в водороде 43
2.2.1. Методика эксперимента 44
2.2.2. Влияние кинетических параметров разложения оксалатов на дисперсность металлов 46
2.3. Получение нанопорошков сплавов 54
2.4. Получение композиционных порошков, содержащих наночастицы металлов 57
2.5. Выводы 63
Влияние нанодисперсных добавок и свойств исходных поюшков на структуру и физикамеханические характеристики спеченных материалов 65
3.1. Материалы и методы экспериментов 65
3.2. Процессы и закономерности активированного спекания порошков железа и никеля 69
3.3. Активированное спекание высокопластичного порошка Си 96
3.4. Активированное спекание порошка хромоникелевой стали 102
3.4.1. Спекание Cr-Ni стали с добавками никеля 103
3.4.2. Спекание Cr-Ni стали с добавками меди 114
3.4.3. Спекание Cr - Ni стали с добавками композита из никеля, меди и графита 124
3.5. Выводы 131
Активированное спекание смеси погошков железа и никеля 135
4.1 Активированное уплотнение при спекании железоникелевых материалов 136
4.2 Кинетика образования железоникелевого сплава при активированном спекании 137
4.3 Зависимость магнитных свойств Fe - Ni материалов от условий получения 140
4.4 Выводы 146
Влияние нанодисперсных легирующих металлов на структуру и механические свойства спеченных материалов на основе неактивных железных порошков 148
5.1. Материалы и методика эксперимента 149
5.2. Структура и физико-механические свойства материалов из распыленных железных порошков с нанокристаллическими добавками 149
5.2.1. Спекание Fe - Ni - Си материалов 150
5.2.2. Спекание Fe - Ni - Си - С материалов 157
5.2.3. Спекание Fe-Ni-Cu-C -Zr02 материалов 167
5.2.4. Спекание Fe - Ni - Mo - С - Zr02 материалов 171
5.3. Моделирование композиционной структуры стали 178
5.4. Выводы 181
Влияние добавок нанопорошков на спекание и свойства композиционных материалов 183
6.1. Влияние добавок нанопорошков никеля, меди и А12Оз на свойства спеченных сталей 185
6.2. Влияние добавок нанопорошков металлов и плакирования частиц А12Оз на свойства Fe - А12Оз композиционных материалов 192
6.3. Выводы 197
Заключение (основные выводы и практические рекомендации) 198
Список использованной литературы
- активирования уплотнения при спекании порошковых материалов
- Изотермическое разложение оксалатов Fe, Ni, Со и Си в водороде
- Процессы и закономерности активированного спекания порошков железа и никеля
- Кинетика образования железоникелевого сплава при активированном спекании
Введение к работе
Развитие техники диктует необходимость повышения качества и надежности в эксплуатации применяемых материалов, среди которых все более важную роль играют спеченные из металлических порошков. Главными резервами повышения физико-механических свойств порошковых металлоизделий являются снижение пористости и неоднородности структуры и состава. Эти резервы успешно реализуются в случае применения методов, основанных на одновременном использовании высоких температур и деформаций: изостатического и динамического горячего прессования, горячей штамповки, высокотемпературной экструзии и других. Но подобные технологии громоздки, малопроизводительны, требуют больших затрат энергии и дорогостоящей оснастки. Поэтому необходим поиск других путей улучшения свойств порошковых материалов - новых альтернативных технологий, предусматривающих снижение затрат на производство.
Одним из направлений такого поиска может быть использование методов активированного спекания, связанных с воздействием механических, физических и химических факторов на субструктуру порошков, определяющую основополагающий процесс кинетики спекания - течение кристаллического вещества [1]. Однако присущее активным порошкам пересыщение вакансиями при нагревании быстро «залечивается», поэтому для поддержания активности вещества необходимо, чтобы дефекты структуры образовывались во время спекания достаточно длительно. Эта цель достигается, например, путем применения примесей, взаимодействующих с частицами порошка и генерирующих в их структуре неравновесные вакансии. В качестве активирующих спекание примесей известно использование металлов платиновой и железной групп. Эффект значительного уплотнения прессовки порошка вольфрама при покрытии частиц нанослоем 0,2 - 0,5 % Ni в условиях спекания, в которых материал без добавок почти не проявлял усадки, обнаружили К.Агте и Я.Вацек [2]. После этого Я.Вацек, Я.Брофи, В.В.Скороход, В.В.Паничкина, Г.В.Самсонов и В.Е.Панин, применяя добавки Ni, Со, Fe и Pd, также установили высокую скорость уплотнения при низкотемпературном спекании W и Мо [2 - 7]. Р.А.Андриевский и И.М.Федорченко выявили повышенную усадку порошковых материалов на основе железа при добавлении 0,5 - 10,0 % Ni и Со. [8 - 9]
Добавки 0,5 % Ni и Pd при спекании порошков W [3, 6] и Fe [9] ускоряют рекристализационные процессы, способствующие межчастичному сращиванию и упрочнению материалов [10]. Кроме того, при исследовании диффузионного взаимодействия в двойных порошковых смесях W и Mo, Ni и Си, в которых одним из компонентов был порошок с размером частиц менее 100 нм -нанопорошок (Fffl), Л.И.Трусов, Я.Е.Гегузин и Л.Н.Парицкая установили низкотемпературное сплавообразование [15 - 16]. В.В.Скороход и С.М.Солонин при использовании малых добавок Ni и Pd обнаружили ускорение образования сплавов в смесях порошков W и Мо с другими тугоплавкими металлами [17, 18].
Таким образом, добавки и компоненты из НП металлов могут положительно воздействовать на основные факторы совершенствовавших свойств порошковых материалов: снижение пористости, сращивание частиц, гомогенизацию структуры и состава при понижении температуры и продолжительности спекания. Однако существовавших сведений об активированном спекании было недостаточно для обобщения и применения в технологиях изделий с заданными свойствами. Требовалось проведение комплексного изучения механизмов и эффективности влияния состава, концентрации и способов подшихтовки нанодисперсных добавок на уплотнение, структуру и физико-механические свойства спеченных материалов в зависимости от характеристик наиболее технически важных по объему потребления в порошковой металлургии порошков.
Целью работы являлось исследование влияния на структуру и физико-механические характеристики материалов из промышленных порошков железа, никеля, меди и хромоникелевой стали добавок НП, оптимизация способа их получения, состава, концентрации и технологических приемов подшихтовки в зависимости от особенностей исходных порошков для повышения эксплуатационных свойств изделий при изготовлении наиболее простым и экономичным методом холодного прессования и спекания.
В соответствии с поставленной целью в число основных задач входили:
- обоснование критериев для выбора состава, метода получения добавок и выявление зависимости дисперсности НП (Ni, Со, Fe, Си) от технологических параметров;
определение эффективности и механизмов влияния состава, концентрации и способов подшихтовки добавок НП на уплотнение, структуру и физико-механические характеристики спеченных материалов в зависимости от свойств исходных порошков (Fe, Ni,Cu, ПХ17Н2);
- исследование уплотнения, кинетики, механизма гомогенизации и структуры материала из смеси порошков (Fe и М) в условиях активированного спекания;
- изучение структурообразования и механических свойств материалов из неактивных (распыленных) железных порошков и НП легирующих металлов;
- исследования процессов консолидации и механических свойств металлооксидных композитов (Fe — А12Оз) с добавками НП.
Исследования выполнены по планам работ 1980 - 2003г.г. Института металлургии УрО РАН в соответствии с координационными планами Академии наук СССР и России, а также по научно-техническим программам АН и ГКНТ СССР, Миннауки РФ и проектам РФФИ № 02-03-96436 и № 04-03-96081. Часть исследований выполнена по договорам с БР НПО Порошковой металлургии (Минск) и РИТЦ ПМ (Пермь), ОАО «Уралэлектромедь» (г. В. Пышма, Свердловской области), камвольными предприятиями Екатеринбурга и Тюмени.
активирования уплотнения при спекании порошковых материалов
Под активированием спекания понимают применение мер для сокращения времени или снижения температуры достижения заданной плотности и прочности спеченного тела, улучшения его пластичности, а для многокомпонентных систем - также и выравнивания концентрации. Исходя из общих принципов феноменологического анализа, причину активирования спекания следует искать в воздействии активирующего фактора на субструктуру частиц порошка или на геометрию пор. Активизацию спекаемого вещества можно осуществить различными механическими, физическими или химическими методами. Механические методы основаны на измельчении порошков в различных аппаратах или на их деформации под нагрузкой. В первом случае активация обусловлена главным образом увеличением поверхности, а во втором -образованием дефектов структуры.
К физическим методам активирования относятся различные виды облучения, а также кристаллографические превращения и высокие давления. Облучение может активировать порошок, создавая в нем избыточные точечные дефекты, а также неустойчивое состояние границ. Кристаллографические превращения активируют непосредственно процесс спекания, так как активное состояние вызывается напряжениями, обусловленными дислокациями и другими дефектами структуры, возникающими только в момент превращения. Высокие давления воздействуют на процесс спекания, изменяя диффузионные и кооперативные перемещения массы вещества.
Для поддержания активности вещества при спекании используют химические методы. Так, в присутствии примесей, взаимодействующих с частицами, дефекты могут генерироваться продолжительно и до высоких температур.
Активировать спекание могут также соответствующие газовые среды. Например, прессовки из порошков металлов, содержащих в качестве примеси легко восстанавливаемые оксиды, как правило, достигают при спекании в водороде более высокую плотность, чем при спекании в вакууме. В водороде устраняются пленки оксидов, нарушающих контакт металлических частиц и препятствующих уплотнению. Кроме того, «свежевосстановленный» из оксида металл, обладает высокой концентрацией дефектов. Его присутствие в порошковом теле заметно активирует спекание [64]. Так, в результате спекания брикетов из порошков молибдена при 1200-1300 С усадка в вакууме была намного меньше, чем в водороде. Повторное спекание в водороде брикетов, ранее спеченных в вакууме, привело к значительному возрастанию усадки, почти до полученной при одноразовом спекании в водороде. Очевидно, активация «свежевосстановленным» металлом здесь полностью компенсировала дезактивацию порошкового тела при предшествовавшем спекании в вакууме. Влияние газовой среды на процесс уплотнения усиливается при введении в нее компонентов, взаимодействующих с веществом частиц. Это воздействие особенно значительно, если продуктами реакции являются летучие соединения, удаляемые с поверхности по мере образования. Например, находящиеся в атмосфере печи продукты диссоциации NH4CI существенно повышают скорость усадки брикета из железного порошка [65]. Образование при спекании летучих веществ (в данном случае хлорида железа) приводит к протравливанию и изменению структуры поверхности пор. Изменение свойств поверхности В.В.Паничкина и В.В .Скороход связывают с поверхностной миграцией вещества [6]. Однако поверхностная миграция - сопутствующий процесс, не обусловливающий уплотнение. В.А.Ивенсен предполагает, что протравливание, вызывающее усиление шероховатости поверхности, влияет на объемное течение вещества [1]. Около шероховатой поверхности нагретого твердого тела следует ожидать образования повышенной концентрации вакансий (как вследствие зависимости концентрации вакансий от кривизны поверхности, так и в связи с развитием процессов, устраняющих шероховатость). Градиент концентрации вакансий в приповерхностном слое и в центральной зоне частиц приведет к диффузионному выравниванию и повышению концентрации вакансий во всем объеме частиц порошкового тела.
Ускоренное уплотнение может быть получено при предварительном окислении порошков с образованием тонкой пленки оксида на поверхности частиц порошка, восстанавливающейся при спекании в соответствующей газовой среде. Наибольшее ускорение уплотнения достигается при определенной толщине слоя оксида, например, для медного порошка, по М.Класингу, оптимальная толщина составляет 0,05 мкм [66]. При большей толщине слоя оксида контакт металлических частиц нарушается, и замедленное восстановление оксида, попавшего в зону контакта, задерживает развитие уплотнения. Металлический контакт восстанавливается лишь после потери частицей высокой начальной активности. Подобная зависимость уплотнения от степени окисления отсутствует при окислении спрессованного порошкового брикета, так как в этом случае оксид в зону контакта не попадает [23].
В рассмотренных случаях активирование уплотнения связано с появлением на поверхности спекаемых частиц свежевосстановленных мелких частиц того же металла. Другим методом активирования спекания является покрытие частиц порошка весьма тонким слоем другого металла, способного к диффузионному взаимодействию с основным веществом. В некоторых случаях это может обеспечить развитие уплотнения в условиях, в которых порошок без добавки почти не обнаруживает усадки. Классическим примером такого воздействия является значительное ускорение уплотнения при спекании порошков вольфрама и молибдена, частицы которых предварительно были покрыты пленкой никеля. Со времени первых работ К.Агте и Я. Вацека [2] влияние способа введения присадки никеля в порошок вольфрама являлось объектом исследований Я.Брофи, В.В.Паничкиной, В.В.Скорохода, Г.В.Самсонова и В.И.Яковлева [3-6, 67]. Было установлено, что введение 0,25-0,5 % Ni (по массе) в виде покрытия обеспечивает значительную усадку спекаемого тела при 1300 С - температуре, при которой прессовка из порошка вольфрама почти не уплотняется.
Изотермическое разложение оксалатов Fe, Ni, Со и Си в водороде
Разложением оксалатов в атмосфере водорода получены НП Fe, Ni, Со и Си [14, 136-140]. Методом пиролиза МСгО НгО в атмосфере углекислого газа получен порошок никеля с размером частиц 0,1-0,5 мкм [140]. В качестве ингибитора роста частиц использованы добавки MgO. С целью исключения пирофорности никелевого порошка его частично окисляли воздухом. Для предотвращения окисления и возгорания НП металлов их поверхность пассивируют также различными ПАВами и пленкообразующими соединениями [140].
Путем разложения в водороде соосажденных из растворов солей изоморфных оксалатов получены НП Fe-Ni и Fe-Co сплавов [119] и гомогенизированных смесей Fe-Cu [119] и Ag-Ni [138]. Анализ имеющихся в настоящее время публикаций по термическому распаду оксалатов свидетельствует о том, что исследователи проявляли особый интерес к изучению кинетических характеристик процесса. Взаимосвязи дисперсности, морфологических характеристик, физикохимических свойств конденсированных продуктов с кинетическими параметрами процесса разложения уделялось недостаточно внимания, хотя эти вопросы становятся принципиальными в свете практического применения порошков. Кроме того, сопоставительный анализ параметров процесса разложения оксалатов затруднен различными условиями проведения экспериментов, относящихся к характеристикам исходных веществ, их количеству по отношению к реакционному пространству, газовой атмосфере, режимам подачи газа, подъема температуры и т.д. В связи с этим в данной работе возникла необходимость на основе рассмотренных выше закономерностей разработать режимы получения НП Fe, Со, Ni и Си с контролируемой дисперсностью.
Существует прямая зависимость между величиной кристаллов солей и получающихся при их разложении агрегатов частиц металлов [141, 142], поэтому для увеличения дисперсности последних желательно, чтобы соли состояли из сравнительно мелких кристаллов. В то же время, слишком мелкие кристаллы (менее 0,5 мкм [138]) плохо отмываются от сопутствующих ионов и плохо фильтруются. Поэтому необходимо было определить параметры процесса получения оксалатов оптимальной дисперсности.
В работе Б.А.Юдина, В.Н.Колесникова и В.ПДорниенко [138] на примере оксалатов никеля и серебра рассмотрено влияние условий осаждения на дисперсность осадков. Установлено, что повышению дисперсности оксалатов способствует увеличение концентрации растворов, уменьшение скорости приливання раствора соли к раствору осадителя, содержащему оксалат-ион, уменьшение температуры растворов, увеличение рН раствора соли до величины близкой к нейтральной и уменьшение скорости перемешивания растворов. Для уменьшения объемов жидких реагентов и ускорения растворения солей металлов и осадителя удобно применять кипящую воду. При сливании горячих концентрированных растворов получались осадки оксалатов Ni, Со и Fe с размерами кристаллов 3 - 10 мкм, а Си - менее 0,5 мкм [136]. Поэтому, основываясь на взаимосвязи дисперсности оксалатов и технологических факторов [138], в данной работе подобраны условия получения хорошо фильтрующихся оксалатов железа, кобальта и никеля с размерами кристаллов 0,5 - 1 мкм, которые включают использование 1М растворов сульфата железа и нитратов кобальта и никеля, рН растворов - 5-6; температура - 20 С; осадитель - насыщенный раствор щавелевой кислоты с температурой 20 С. Скорость приливання раствора соли к осадителю - 15 мл/с, скорость перемешивания в течение 10 мин - 50-60 об/мин. Осадок оксалата меди в таких условиях приготовления слишком мелкий и проходит сквозь самый плотный двойной бумажный фильтр. Оксалат меди с приемлемой фильтруемостью (размер частиц 0,5 мкм) получен из 0,1 М растворов сульфата меди (рН = 4 - 5) и щавелевой кислоты при мгновенном сливании этих растворов с температурой 85 С, и скорости перемешивания - 120 об/мин. Все использованные реактивы имели квалификацию «Ч». Оксалаты отмывались водой от сульфат- и нитрат-ионов тройной декантацией, обезвоживались вакуумным фильтрованием и промыванием ацетоном. Реактором для разложения оксалатов служила кварцевая емкость диаметром 100 мм и высотой 400 мм (рисунок 2.1). Емкость закрывается пробкой с отверстиями для термопары, ввода и вывода газа и подачи пассивирующей жидкости. Реактор помещался в нагретую до требуемой температуры печь, выдерживался необходимое время, доставался из печи, охлаждался до комнатной температуры, и восстановленный порошок заливался пассивирующей жидкостью (ацетоном). После этого подачу водорода прекращали, а содержимое реактора выливали в воронку с фильтром. Порошки сушили на воздухе при температуре 20-40 С. Полученные этим методом порошки не пирофорны. Фазовый состав порошков определяли рентгенографически. Измерение удельной поверхности проводили методом БЭТ. Усредненный диаметр частиц порошков (d) рассчитывали по формуле [138]: где S ир - соответственно, удельная поверхность порошка и плотность компактного металла.
Процессы и закономерности активированного спекания порошков железа и никеля
Для выявления закономерностей активированного спекания использованы наиболее чистые порошки одного способа получения и близкой дисперсности (удельная поверхность 0,3 м /г) — карбонильные порошки никеля и железа [162 - 167].
Для активирования спекания в атмосфере водорода при температурах 800-1150 С в течение 2 ч порошка карбонильного никеля использовались добавки НП Ni с удельной поверхностью 25 м2/г и эквивалентные по массе металла - оксалата никеля. Прессованные образцы помещались в трубчатую печь, нагретую до температуры спекания, скорость нагрева образцов при этом составляла -100 /мин. Добавки 0,5 — 1,5 % НПМ не повлияли на прессуемость при давлении 500-700 МПа и плотность спеченных образцов. Эти добавки присутствуют в прессовках в виде агрегатов из наночастиц, соизмеримых, по микроскопическим оценкам, с частицами основного порошка, как представлено на рисунке 3.1 а. При нагревании образца такого строения, по-видимому, частицы НП Ni в основном спекаются между собой, не влияя в целом на уплотнение карбонильного никеля. Равные по массе никеля добавки оксалата имеют значительно больший объем (плотность МСгО НгО - 1,9 г/см3, концентрация Ni в оксалате 33%), чем металлические, а полярные молекулы - хорошую адгезию с металлической поверхностью, поэтому распределяются в шихте равномерно. Кроме того, свежевосстановленный в процессе спекания образцов нанодисперсный Ni намного активнее предварительно полученного и агрегированного НП, поэтому можно предположить, что по мере восстановления из оксалата наночастицы Ni припекаются к частицам основного порошка по всей поверхности и активируют его спекание (рисунок 3.1 б). Наибольшая плотность - 8,44 г/см оказалась у образца, содержащего 0,5% НД Ni и полученного при следующих технологических параметрах: давление прессования 600 МПа, температура
Схематическое представление о распределении добавок Ni в прессовках из карбонильных никеля (а, б) и железа (в, г) при нагревании в водороде. и время спекания - 1150 С и 2 ч. Плотность материала, полученного в тех же условиях без добавки НД Ni, составляет 7,8 г/см [192]. Таким образом, при активировании спекания удалось снизить пористость порошкового никеля на 7%, вопреки имеющимся представлениям [8, 60] о незначительной интенсификации спекания порошков металлов при добавлении того же высокодисперсного металла. Вероятно, такое расхождение объясняется тем, что в опытах [8, 60] перед спеканием образцы из порошков железа и кобальта, смешанных с нитратами и оксидами этих же металлов, термообрабатывались в атмосфере водорода при температуре 800 С в течение 2 ч. В результате отжига порошки железа и кобальта теряли свою исходную активность, а при последующем спекании при температуре выше 800 С активирующие добавки лишь компенсировали эту потерю. Поэтому применение добавок оксалата, разлагавшегося в спекаемых образцах, оказалось значительно эффективнее.
Зависимость уплотнения карбонильного никеля, прессованного при 600 МПа от концентрации (х) добавки НД Ni и температуры спекания представлена на рисунках 3.2 и 3.3. Видно, что влияние добавок на уплотнение материала (относительно неактивированного спекания) повышается при уменьшении концентрации и температуры. При добавлении 0,1 % НД Ni усадка материала резко повышается при всех температурах спекания (рисунок 3.3), увеличение добавки до 1,0 % НД Ni практически не изменяет ее активирующего влияния, а добавки выше 1 % НД Ni имеют понижающееся воздействие на усадку.
Совместное влияние температуры и концентрации добавки на уплотнение материала, приведенное на рисунке 3.4, описывается уравнением:
Совместное влияние температуры спекания и концентрации добавок НД Ni на уплотнение карбонильного никеля.
Для оценки ускорения уплотнения материала при активированном спекании получены зависимости относительного сокращении объем пор от температуры и длительности (t) спекания, представленные на рисунках 3.5 и 3.6. В соответствии с рисунком 3.6 активированная усадка материала значительно возрастает в начальный (5-15 мин) период спекания, который сокращается при увеличении температуры (как и при неактивированном спекании). Характерно, что усадка материала без добавки НД Ni при 1150 С во всем интервале длительности спекания полностью совпадает с усадкой материала с добавкой 1 % НД Ni при 800С. То есть определяющая уплотнение материала при 1150С концентрация неравновесных вакансий, связанная с устранением дефектов структуры карбонильного никеля, соответствует в случае активированного спекания концентрации вакансий исходного порошка никеля при 800С, дополненной вакансиями, возникшими при воздействии НД Ni.
Кинетика образования железоникелевого сплава при активированном спекании
Результаты рентгенографических исследований, приведенные в таблице 4.2, показывают, что сплавообразование в образцах происходит уже при температуре 700 С. По мере увеличения температуры спекания доля у-твердого раствора в материале увеличивается, а начиная с 900С, линии a-Fe на рентгенограммах отсутствуют. Четкая однофазная структура фиксируется у образцов, спеченных при температуре 1200 С в течение 4ч. Величина параметра кристаллической решетки Fe - Ni сплава не изменяется, начиная с температуры спекания 1000 С (рисунок 4.1). Однофазная структура у материалов из смеси железного и никелевого карбонильных порошков формируется в результате неактивированного спекания при температуре 1400 С в течение 24 ч [206], поэтому добавка НД Ni активирует не только процесс уплотнения, но и процесс сплавообразования, снижая температуру спекания на 200 С при уменьшении длительности спекания в 6 раз.
Существенное снижение температурно-кинетических параметров сплавообразования Fe - Ni материала можно объяснить с позиции представлений о массопереносе, основную роль в механизме которого играет миграция межфазных и межкристаллитных границ.
В данном случае при спекании Fe - Ni прессовок наночастицы никеля активирует восстановление пленок оксидов железа (таблица 3.3) и связанную с этим диффузию никеля по поверхности частиц железного порошка.
Образование Fe - Ni твердого раствора при 700С, когда коэффициенты объемной диффузии компонентов крайне малы, свидетельствует о синхронизации в условиях активированного спекания поверхностных и граничных процессов массопереноса с рекристаллизационным развитием поверхности частиц железного порошка [86].
Без активирования спекания металлическая контактная поверхность образуется после завершения процессов внутричастичной рекристаллизации, размеры зерен в частицах железного порошка выравниваются и укрупняются, формирование Fe - Ni твердого раствора сдвигается в область повышенных
Зависимость параметра кристаллической решетки железоникелевого у-твердого раствора от температуры спекания порошкового материала в течение 2 ч. температур и развивается при стационарных структурных границах медленно на значительно меньшей контактной поверхности. Это согласуется с исследованиями A.M. Минаева [207] структуры материала из смеси карбонильных порошков 50 % Fe +50 % Ni после отжига в водороде сначала при температуре 750С в течение 2,5 ч, а затем при 1200С в течение 1 ч, которая состояла из двух фаз - феррита и аустенита.
Полная гомогенизация сплава 50Н при активированном спекании, то есть рассасывание «пятнистой» структуры, сформированной в результате диффузии по мигрирующим границам, происходит за счет объемной диффузии, как и при неактивированном спекании, но при лучшем взаимораспределении компонентов и сокращении путей объемной диффузии, при более низкой температуре и за более короткое время.
Исследования микроструктуры показали, что при спекании порошкового сплава 50Н из шихты 2 в интервале температур 1100-1300 С в течение 2 ч образуется однофазная структура у-твердого раствора (рисунок 4.2). Средний размер зерна сплава 5 ОН увеличивается с повышением температуры спекания и составляет 10, 14 и 25 мкм, соответственно, для температур 1100, 1200 и 1300 С. При увеличении продолжительности спекания при температуре 1200 С от 2 до 6 ч размер зерна сплава увеличивается с 14 до 27 мкм (рисунок 4.3). С повышением температуры и времени спекания изменяется не только величина зерна, но происходит исправление границ зерен у-твердого раствора.
С результатами исследований фазообразования и микроструктуры согласуются магнитные свойства Fe - Ni материалов. Для определения магнитных характеристик кольцевых образцов сплава 5 ОН были получены зависимости индукции В от напряженности магнитного поля Н, По кривым намагничивания рассчитывались значения магнитной проницаемости
