Содержание к диссертации
Введение
1. Аналитический обзор, постановка цели и задач исследования 18
1.1. Применение методов порошковой металлургии и порошковых материалов при производстве деталей ИЭТ 18
1.2. Основные закономерности формирования свойств на первой стадии консолидации 21
1.2.1.Классификация процессов, протекающих при прессовании порошков 21
1.2.2.Стадии уплотнения порошков в пресс-формах 25
1.2.3.Компоненты давления. Работа прессования в пресс-формах 37
1.2.4.Классификация рациональных приемов формования порошковых материалов 41
1.3.Формирование свойств в условиях консолидации порошкового пористого тела, содержащего технологическую смазку 45
І.З.І.Термодеструкция технологических смазок и свойства порошковых тел 46
1.3.1.1 .Особенности формирования межчастичных контактов 5 5
1.4.Газодинамические особенности удаления продуктов деструкции из спекаемого пористого тела 60
1.5 .Обсуждение. Цель и задачи исследования 64
2. Материалы и методики эспериментальных исследований 73
2.1 .Материалы. Технологические особенности применения 73
2.1Л .Медь. Области применения и свойства 73
2.1.2. Алюминий. Основные характеристики и физико-механические свойства 77
2.1.3 .Молибден. Свойства, особенности применения 79
2.1 АМатериалы с особыми свойствами теплового расширения и упругости 81
2.1.4Л.Основные аномалии свойств. Влияние технологических факторов 81
2Л .4.2.Упругие свойства. Влияние технологических факторов 85
2.1.4.3.Тепловое расширение. Влияние технологических факторов 87
2Л А4.Сплавы с заданными температурными характеристиками расширения промышленного назначения 89
2.1 А. 5.Промышленные сплавы с аномалией упругих свойств 90
2.2.Методика получения порошков. Возможности плазменного распыления 90
2.2Л.Установка и общая схема плазменного распыления технологического объекта 95
2.2.2.Методика исследования динамики движения частиц в камере распыления 98
2.3 .Прочие методики 99
3. Теоретическая модель разуплотнения спекаемого пористого тела на стадии удаления продуктов деструкции технологических смазок 101
3.1 .Физические основы удаления газообразных продуктов деструкции из спекаемого пористого тела 101
3.2 .Механизмы процесса деструкции технологических смазок 108
3.3. Основные закономерности процесса разуплотнения спекаемого пористого тела на стадии удаления продуктов деструкции технологических смазок 114
3.4 .Заключение 128
4. Исследование влияния плазменного распыления на особенности фазовых и структурных трансформаций металлических порошков 132
4.1 .Теоретический анализ охлаждения частиц в процессе плазменного распыления 132
4.2. Моделирование условий плазменного распыления технологического объекта 141
4.2.1 .Численный анализ динамики кристаллизации частиц 141
4.2.2.Оценка гранулометрического состава порошков 150
4.2.3.Коагуляция капель в процессе плазменного распыления 152
4.3.Экспериментальное исследование динамики движения частиц в камере распыления 157
4.4.Структура, фазовый и химический состав порошков, получаемых плазменным распылением 161
4.5.Заключение 170
5. Особенности формирования свойств в условиях неизотермического спекания порошкового пористого тела 174
5.1 .Начальные стадии спекания прессовок порошкового Fe-Ni-Co сплава 29НК 174
5.2.Начальные стадии спекания прессовок порошковых материалов на основе А1 189
5.3.Заключение 196
6. Экспериментальное исследование особенностей формирования физико-механических свойств. влияние технологических факторов 199
6.1 .Свойства теплового расширения 199
6.1 Л.Влияние наследственности (предистории получения) на особенности формирования свойств 208
6.1.1.1 .Стандартные порошки 208
6.1.1.2.Плазменно-распыленные порошки 209
6.2 .Упругие свойства 212
6.3.Влияние пластического деформирования и отжига на
структуру, тепловые и прочностные свойства 221
6.4.Особенности формирования свойств порошковых алюминиевых сплавов 239
6.4.1 .Влияние способа прессования 253
6.5. Особенности формирования свойств спеченной порошковой меди 259
6.5.1. Влияние термоциклирования на размерную стабильность деталей из медного порошка 270
6.6.Процессы, происходящие при спекании дисперсных частиц порошка молибдена 273
6.7.Заключение 279
7. Технологические основы конструирования специальных технологических процессов и спецтехнологического оборудования дляизготовления деталей ИЭТ 283
7.1. Специальные технологические процессы и оборудование для порошковой металлургии алюминия 283
7.2. Специальные технологические процессы и оборудование для порошковой металлургии меди 288
7.3 .Специальные технологические процессы и оборудование для прямого прессования порошка молибдена 294
7.4.Специальные технологические процессы и оборудование для порошковой металлургии сплавов с особыми свойствами теплового расширения и упругости, материалов на основе железа 303
7.5.3аключение 317
Общие выводы по работе 319
Литература
- Основные закономерности формирования свойств на первой стадии консолидации
- Алюминий. Основные характеристики и физико-механические свойства
- Основные закономерности процесса разуплотнения спекаемого пористого тела на стадии удаления продуктов деструкции технологических смазок
- Моделирование условий плазменного распыления технологического объекта
Введение к работе
Одной из главных задач, диктуемых диалектикой развития научно-технического прогресса, является разработка и внедрение в промышленность прогрессивных технологических процессов. К последним, с полным правом, можно отнести порошковую металлургию (ПМ), которая, наряду с существенным снижением трудоемкости и повышением коэффициента использования сырья за счет сокращения до минимума объема механической обработки, позволяет получать материалы и изделия с уникальными свойствами.
Однако в общем объеме производства деталей изделий электронной техники (ИЭТ) удельный вес порошковых материалов конструкционного назначения сравнительно мал. Это объясняется, с одной стороны, специфическими требованиями, предъявляемыми к деталям ИЭТ: высокие плотность, в том числе, вакуумная, и электропроводность, низкое газоотделение и др., с другой - отсутствием научно-технического задела для рассматриваемого класса материалов и изделий [1-2].
Металлы, применяемые в электронной промышленности условно можно разбить на следующие группы [3]:
-элементы, входящие в состав электровакуумных приборов (ЭВП) и полупроводниковых соединений;
-конструкционные материалы, включающие металлы для прецизионных, например, Fe-Ni-Co и Fe-Ni-Cr-Mo-Ti сплавов; тугоплавкие металлы (Мо) для контактов и элементов приборов, масок при изготовлении интегральных схем; немагнитные металлы (А1, Си) для несущих конструкций ИЭТ; Fe и его сплавы для полюсных наконечников, деталей спецтехнологического оборудования и оснастки;
-металлы, используемые в виде их неорганических соединений.
Несмотря на то, что объектом нашего рассмотрения являются материалы второй группы, отметим, что общими для них являются повышенные требования к чистоте металлов, так как последние прямо или косвенно
контактируют в ИЭТ, например, с полупроводниками и наличие загрязнений в металле может нарушить нормальную работу изделий.
Надежность электровакуумных и полупроводниковых приборов, интегральных микросхем в значительной степени зависит от качества соединений разнородных материалов, определяемого различием коэффициентов термического расширения; вероятными фазовыми изменениями внутри твердого тела, способными снизить коэффициент прочности; возможными взаимодействиями с реактивами (например с остатками травителя) и пр. При микроминиатюризации ИЭТ очень сильно влияние химических, тепловых и механических свойств материалов на специальные характеристики приборов и интегральных схем.
В этой связи технология получения материалов для деталей ИЭТ методами
порошковой металлургии должна обладать комплексом методов
обеспечения заданного уровня характеристик. Основные требования к технологическому процессу можно свести к следующему:
1 .Воспроизведение основного оптимального химического состава с минимально возможными допусками.
2.0беспечение содержания неизбежных и технологических примесей на уровне или ниже допустимого порога.
3,Сохранение требуемых концентраций легирующих элементов в конце технологического цикла.
4.Получение высокого качества необходимого сортамента деталей или заготовок.
Порошковая металлургия включает в себя большой набор методов, процессов подготовки, компактирования и спекания порошковых материалов и изделий [4-7]. Независимо от исходного материала частиц технологический процесс включает в себя производство и/или подготовку порошков, составление шихты, прессование формование) изделий из приготовленных смесей и спекание заготовок при температуре, не превышающей температуру плавления основного компонента.
Развитие порошковой металлургии как одной из базовых технологий заготовительного производства электронной промышленности вызвало растущий спрос на специально изготовленные порошки с тщательно подобранными гранулометрическими и морфологическими характеристиками [8]. Большими технологическими возможностями в этой части обладают плазменные методы получения порошков [9-11]. При разработке этих методов наибольший интерес представляет возможность передачи на плазменную переделку специально изготовленного объекта распыления. Технологически, распыляемый объект может представлять собой непрерывные заготовки, сформированные, например, из ленты-высечки - отхода штамповки корпусов интегральных микросхем.
При помощи плазменного нагрева может осуществляться частичное или полное рафинирование сырья, изменение морфологии частиц порошка, в частности, получение порошков сферической, каплевидной, чешуйчатой или лепестковой формы. Возрастающий интерес к использованию плазменных процессов в порошковой металлургии вызван следующими обстоятельствами:
-возможностью распыления самых различных материалов, вне связи с их температурой плавления;
-сравнительной простотой аппаратурного исполнения;
-возможностью получения "чистых" порошков, химический состав которых определяется только качеством исходного материала;
-возможностью регулирования в широких пределах размеров и формы частиц диспергируемого материала;
-экологической чистотой процесса, при котором нет необходимости в осуществлении предварительной подготовки расплава;
Процесс диспергирования основан на термическом действии плазмы, которая нагревает, расплавляет и удаляет материал из зоны обработки. Расплавленный металл уносит часть полученной от дуги эффективной мощности и, перемешиваясь с плазмой, образует двухфазный поток-факел, состоящий из жидкого распыленного металла и нагретого газа. Описанная
схема плазменной обработки основана на теоретических положениях о концентрированных источниках тепла, разработанных акад. Н.Н.Рыкалиным [12].
Одно из важнейших преимуществ плазменного метода - возможность ограничить длительность взаимодействия распыляемого материала с окружающей средой чрезвычайно коротким временем, оцениваемым продолжительностью в 10~2... 10"4 с [13]. Регулируя химический состав плазмы можно активно воздействовать на свойства материала, проводя его рафинирование. По мнению [13] особенности плазменных методов, вытекающие из общих достоинств плазмы как источника тепловой энергии с широкими возможностями регулирования энергетических параметров и химического потенциала в реакционном объеме, обеспечивают существенную интенсификацию процессов диспергирования, расширение их диапазона и получение материалов высокого качества. Это направление особенно эффективно при получении порошков монометаллов и сплавов, использующихся в технологических процессах электронной промышленности и смежных отраслей, к которым предъявляются достаточно высокие требования по чистоте (наличие примесей: карбиды, интерметаллиды, газы и др.), однородности по химическому составу и структуре [14-17]. При этом следует отметить, что плазменное оборудование достаточно просто в обслуживании, компактно и обладает хорошей производительностью.
Переход методов порошковой металлургии из области технологий, используемых чаще всего в специальных целях, к широко применяемым методам обработки материалов конструкционного назначения ИЭТ, определил появление новых требований к технологическим основам их консолидации, связанные с необходимостью прогнозировать и оптимизировать свойства изделий в целом.
Получение консолидированного материала необходимо рассматривать как совокупность отдельных процессов собственно консолидации: холодное прессование (формование), спекание, дополнительная термомеханическая
обработка, а также ряд предварительных процессов, предшествующих консолидации, например, подготовка порошков, введение в их состав технологических смазок, пластификаторов, активирующих добавок и т.п. Понятно, что эти промежуточные процессы не относятся к собственно процессам консолидации, однако могут и, зачастую, самым радикальным образом влияют на результаты консолидации.
Необходимо принять как постулат принцип автономности [18], а именно положение о существовании в операциях консолидации двух групп процессов:
-процессы неавтономной, увеличивающей и фиксирующей контакты и равновесие тела, внутричастичной, консолидирующей деформации;
-процессы автономной, уменьшающей и нарушающей контакты и равновесие тела, межчастичной, деконсолидирующей деформации.
Последняя группа имеет особый источник напряжений и работы - это упругая разгрузка, которая может усугубляться процессами, связанными , например, с удалением продуктов деструкции технологических смазок из спекаемого пористого тела.
В этой связи технологическая задача по регулированию соотношения между этими группами, то есть по управлению отдельными процессами консолидации становится весьма актуальной. Долю консолидирующих процессов увеличивают или уменьшают проводя технологическую операцию (совокупность операций), в условиях способствующих или препятствующих фиксированию контактов [19]. При этом незыблемым остается правило: чем больше степень консолидации достигнута перед спеканием при заданном ' режиме, тем большая степень консолидации достигается после спекания.
Если понимать положение этого правила "...перед спеканием..." как перед спеканием на изотерме, после прохождения этапа отгонки технологической . смазки, то становится понятным, насколько важно сохранить максимальную ч плотность прессовки на этапе неизотермического нагрева в условиях начальных стадий спекания.
В этой связи разработка технологических основ консолидации с позиций прогнозирования направления ее процессов [19], расчета их характеристик и результатов контроля, является средством управления технологическими операциями. При этом должны учитываться не только общие, научные принципы консолидации порошкового тела, но и технологические особенности массовых технологий:
-расчленение технологического процесса на операции, каждая из которых имеет строго определенную функциональную задачу;
-строгая воспроизводимость каждой технологической операции в отдельности, их совокупности и результатов;
-получение ожидаемой продукции с запланированным уровнем параметров и выхода.
С позиций синергетики [20] классический технологический процесс получения консолидированного порошкового тела можно представить как диссипативную термодинамически открытую систему, характеризуемую наличием следующих состояний: исходный порошок (ИП) пластифицированная смесь (ПС) - прессование пластифицированной смеси (ППС) - прессовка (Пр) - удаление пластификатора (УП) - спекание (Сп) -спеченная заготовка (СЗ). Анализ элементарных механо-физико-химических процессов и состояний, образующих рассматриваемую систему, показывает, что стык состояний "Пр" - "УП" характеризуется наибольшей неустойчивостью вследствие протекания нелинейных и нестационарных процессов класса "реакция-диффузия. При этом наблюдается значительное разуплотнение пористого тела, определяемое через увеличение его объема, связанное с действием газов - продуктов деструкции [21].
Процесс отгонки необходимо связывать с формированием в порах быстроувеличивающихся микрообъемов молекулярных газов, последовательно возникающих с ростом температуры, с последующим накоплением и выбросом продуктов деструкции через систему капилляров пористого тела, в том числе и по механизму теплового псевдовзрыва [22].
Очевидно, что разуплотнение связано в этих условиях со снижением степени однородности макроструктуры, обусловленной газодинамическими особенностями удаления продуктов термической деструкции смазки (пластификатора).
Становится ясным, что ряд технологических операций в этом случае должен проводиться в условиях подавления нежелательных процессов. Это в полной мере относится и к нежелательности эффекта разуплотнения пористого тела при отгонке газообразных продуктов деструкции технологических смазок.
Средство такого подавления: сведение к минимуму, либо полное исключение использования смазок в составе порошковой шихты. Выбор режима технологии диктуется и другой специфической особенностью консолидации. Поскольку прочность порошковых формовок-компактов имеет межчастичный характер, то решающее значение имеет особое свойство порошковых тел на промежуточных операциях - сопротивление образованию межчастичных трещин. Это сопротивление может быть повышено как использованием порошков соответствующей величины и формы, так и путем подавления или исключения процессов разуплотнения за счет распирающего действия продуктов деструкции.
Главной отличительной чертой традиционных представлений о сущности процессов, протекающих при консолидации и, в частности, при уплотнении порошковых материалов, как ее первой стадии, является положение об определяющем влиянии условий создания контактов между элементами структуры (частицами). Основные закономерности процесса уплотнения пористых сред, разработанные М.Ю.Балыииным, последующее развитие теории процессов прессования С.С.Кипарисовым, Г.А.Меерсоном, Г.М.Ждановичем, Ю.Г.Дорофеевым,. В.Н.Анциферовым, О.В. Романом, . В.Е.Перельманом, Н.И.Щербанем, ММ,Штерном и др. позволяют трактовать процесс прессования в этом случае как процесс созидания, то есть увеличения площади контакта между частицами при уплотнении материала.
При обычном спекании, то есть спекании без приложения внешнего давления, консолидация не обязательно сопровождается уплотнением и, более того, иногда имеет место разуплотнение консолидируемого тела. При спекании, как второй стадии консолидации, сосуществуют процессы уплотнения и разуплотнения, обусловленные внутренними механизмами [18]. Всегда уплотнение одних участков тела сопровождается разуплотнением других. Разуплотнение и нарушение контактов в некоторой доле участков консолидируемого тела при спекании, может даже облегчить и стимулировать общее уплотнение этого тела.
Однако при таком подходе, из рассмотрения исключается возможность деформации прессовки на стыке двух стадий консолидации (формование -спекание), связанная с процессом деструкции технологических смазок [21]. При этом из поля зрения исследователей выпадает очень важный для проблемы разуплотнения пористых тел на стадии неизотермического спекания вопрос о том, за счет какого механизма осуществляется эволюция структурных макро- и микродефектов (пор), поскольку газ, накапливаясь в порах, создает в них значительное давление, в результате чего происходит деформация основного материала, обусловленная, в том числе, и ползучестью. Увеличение разуплотнения с этой точки зрения связано, главным образом, с уменьшением сопротивления ползучести, происходящей в материале с увеличением температуры.
Понятно, в этой связи, что выделение одного аспекта научной проблемы консолидации - процесса создания контактной поверхности, привело к концентрации научных исследований именно в этом направлении, что объективно затруднило поиск новых, более эффективных способов консолидации.
Таким образом, в рамках традиционных представлений трудно ожидать решения важных научно-технических и производственных проблем, связанных с повышением уровня специальных свойств порошковых материалов для ИЭТ.
Включение в сферу проводимых исследований процессов разуплотнения
спекаемого пористого тела на стадии деструкции технологических смазок
(стыке двух этапов собственно консолидации) открывает путь к установлению
новых закономерностей, построению элементов теории кинетической
эволюции макродефектов порошковых материалов на стадии
неизотермического нагрева в процессе перехода порошкового объекта из состояния "прессовка, содержащая пластификатор" в состояние "прессовка, подвергнутая низкотемпературной обработке с целью отгонки пластификатора", использование которых в качестве базовых позволит сформулировать новые принципы прогнозирования и управления свойствами материалов для деталей ИЭТ.
Основная цель настоящей работы заключалась в разработке теоретической модели разуплотнения спекаемого пористого тела на стадии удаления продуктов деструкции технологических смазок как базы для создания научных и технологических основ специальных методов ПМ, обеспечивающих повышение функциональных свойств порошковых материалов для изделий электронной техники.
Проблему деконсолидации (разуплотнения) на стадии неизотермического нагрева в условиях отгонки продуктов деструкции технологических смазок, без сомнения, следует признать актуальной, тем более, что по мере повышения уровня требований к специальным свойствам материалов, используемым в электронной технике и применения новых методов их получения, все чаще приходится встречаться с теми или иными сторонами этой проблемы.
Основные задачи работы состояли в следующем; 1 .Показать необходимость введения в теорию консолидации представлений о роли продуктов деструкции технологических смазок в разуплотнении спекаемого пористого тела на этапе неизотермического нагрева как одного из аспектов научной проблемы формирования функциональных свойств порошковых материалов - процесса создания контактной поверхности.
2.Провести теоретическое исследование кинетики разуплотнения на стадии удаления продуктов деструкции технологических смазок; установить механизмы разуплотнения; определить граничные условия области положительной консолидации порошкового тела.
3.Разработать новые способы получения и подготовки порошков, прессования
и спекания, обеспечивающие формирование свойств в условиях
положительной консолидации порошковых тел на этапе неизотермического нагрева. Провести теоретический анализ процесса плазменного распыления технологической заготовки в вертикальной камере. Установить влияние основных технологических факторов плазменного распыления на особенности фазовых и структурных трансформаций металлических порошков.
4.Исследовать кинетику уплотнения, особенности формирования макро- и микроструктуры на начальных стадиях спекания и предложить возможные пути регулирования структурных изменений.
5. Опре делить механизмы влияния разуплотнения на процесс спекания пористых тел и обеспечение функциональных свойств порошковых конструкционных материалов для изделий электронной техники. б.Разработать комплексные технологические процессы и оборудование для консолидации порошковых материалов в условиях, позволяющих минимизировать разуплотнение на стадии неизотермического нагрева.
Решение поставленных задач было осуществлено на порошковых аналогах промышленных Fe-Ni-Co (ковар марки 29НК-ВИ) и Fe-Ni-Cr-Mo-Ti (элинвар марки 44НХМТ) прецизионных сплавах; молибдене марки МПЧ; меди марки ПМС-В; алюминии марки ПА-4; сплавах Al-Cu; железе марки ПЖВ1 и его сплавах.
Использовались разнообразные физические и химические методы исследования: дилатометрия, оптическая и электронная микроскопия, химический и рентгеноструктурный анализ, металлография, локальный рентгеноспектральный анализ, фрактография, испытания механических
16 свойств, вакуумной плотности порошковых материалов и их спаев со стеклом и керамикой.
Проведенные исследования позволили представить к защите следующие основные положения:
1.Научная концепция, технические и технологические решения получения спеченных материалов для деталей ИЭТ, заключающиеся в целенаправленном воздействии на процесс консолидации на стадии неизотермического нагрева пористого порошкового тела.
2.Механизм деконсолидации (разуплотнения) порошкового тела, связанный с формированием в порах быстроувеличивающихся микрообъемов молекулярных газов, последовательно возникающих по мере повышения температуры, с последующим накоплением и выбросом продуктов деструкции через систему капилляров пористого тела.
3.Теория расчета особенностей деконсолидации спекаемого пористого тела на стадии удаления продуктов деструкции технологических смазок. 4.Экспериментальные исследования влияния основных технологических факторов плазменного диспергирования на особенности фазовых и структурных трансформаций металлических порошков.
5.Результаты исследований кинетики уплотнения, формирования макро- и микроструктуры, механизмы фазообразования на начальных стадиях спекания. 6. Оригинальные технологические приемы получения порошков и порошковых материалов на основе Fe-Ni-Co; Fe-Ni-Cr-Mo-Ti; Mo; Al; Cu; Fe, позволяющие изготавливать детали ИЭТ с наперед заданными специальными свойствами (Ах. СССР 957513, 602084, 1381835, 1456281, 1501400, 1642634, 1683241, 1729699, 1786541, 2022709).
Работа проводилась в соответствии с плановыми темами ОАО "НИИ "Микротехника" МИНЭЛЕКТРОНПРОМа СССР и Департамента электронной промышленности Министерства промышленности РФ (1983-1995); общесоюзной научно-технической программой ГКНТ СССР "Порошковая металлургия" на 1991-1995 г.г. (Постановление от 17.01.91 г. N 23);
комплексной научно-технической программой МИНОБРАЗОВАНИЯ РФ "Трансфертные технологии" на 1999-2003 г.г., проект 202.05.02.026; календарными планами хоздоговоров с промышленными предприятиями в 1983-2003 г.г.
Результаты исследований и продолжение работы в рамках хоздоговорной тематики совместно с ОАО "Томилинский завод полупроводниковых приборов" позволили реализовать возможность выпуска высоковольтных полупроводниковых приборов типа BIV-95 в объеме около 10 млн. шт./ год. При непосредственном участии автора в отрасли освоено изготовление методом ПМ волноводных фланцев и полюсных наконечников (завод "Эра" г. Москва), деталей резонаторных систем (НПО "Фонон" г. Москва) и пьезоприборов (завод "Элто" г. Душанбе), высоковольтных диодов (завод электронной техники им. В.И.Ленина г. Ташкент), СВЧ-приборов (предприятие "Гранит" г. Ростов-на-Дону), созданы опытно-промышленные образцы установок плазменного диспергирования, автоматических модулей прессования, калибрования и контроля порошковых деталей с управлением от микропроцессоров (предприятие "Скиф" и НПО "Микротехника" г.Ростов-на-Дону).
Научное направление работы - изучение кинетики и механизмов разуплотнения спекаемого пористого тела на стадии удаления продуктов деструкции технологических смазок с целью решения проблемы прогнозирования и управления свойствами порошковых материалов для деталей ИЭТ.
Основные закономерности формирования свойств на первой стадии консолидации
Установленные Ф.Айзенкольбом, И.Федорченко, Р.Андриевским, М.Бальшиным, Г.Ждановичем, НЖуниным, Б.Юрченко, И.Радомысельским, Г.Меерсоном, Н.Щербанем, О.Романом, В.Перельманом, В.Раковским, В.Трощенко, Ю.Дорофеевым, Г.Аксеновым, А.Николаевым и другими исследователями [45 и ссылки 10-35, 40, 42 там] закономерности, связывающие пористость и давление прессования, лишь приближенно отражают связь между параметрами процесса в реальных условиях прессования. Причины этого заключаются в следующем:
1.Реальный объект, рассматриваемый различными теориями прессования, металлический порошок, и его расчетная (базовая) модель не тождественны. Это следует из того, что» например, К.Конопицкий, Н.Кунин и Б.Юрченко, А.Николаев в основу своих теорий положили гипотезу о сплошности прессуемого тела [46-50]. В то же время МБалыпин, Г.Жданович, О.Роман, Н.Щербань принимают в качестве модели дискретную среду либо в виде шероховатых шаров - обособленных физических тел, либо в виде частиц, контактирующих по отдельным поверхностям, материал которых подчинен закону Гука [51-55];
2.Основные задачи пластичности и контактной прочности в общем случае не решены;
З.При выводе уравнений прессования не всегда учитываются такие факторы, как скорость прессования, трение порошка о стенки матрицы и между частицами. Анализ уравнений прессования различных авторов позволил В.Буланову суммировать подавляющее большинство факторов, могущих оказать то или иное влияние на процесс уплотнения металлических порошков и записать уравнение прессования в неявной функциональной форме [45, с.35-38]: р = f:{pKiP(jyE,BJ\f\riK,d,D,H,HrAhJ,vy где Рк контактное давление на поверхности при достижении в прессовке нулевой пористости; Рст- давление, необходимое для достижения предела текучести материала частиц; Е- модуль упругости первого рода; В-релаксирующий модуль; / ,/"- коэффициенты трения о стенки пресс-формы и на контактных поверхностях порошка соответственно; у - коэффициент Пуассона; К- коэффициент, учитывающий форму частиц порошка; d - величина максимального размера частиц; - диаметр прессовки; Я- текущая высота прессовки; Ну- высота прессовки при 100%-ной плотности; Ah- ход пуансона в процессе прессования; V - плотность прессовки; Т - температура прессования.
Особо отметим, что некоторые величины, например, коэффициенты трения на контактных поверхностях частиц и при их взаимодействии со стенками пресс-формы, а также модуль упругости нельзя рассматривать как абсолютные константы, поскольку они в известной мере зависят от вида напряженного состояния материала прессуемых частиц. Это положение подтверждается работами по определению уплотняемости, бокового давления и внешнего трения металлических порошков [56-58], исследованию зависимости плотности порошковых тел от давления прессования, распределения ее по объему прессовки, роли внешнего и внутреннего трения [59-61],
Для порошков пластичных металлов, различной зернистости, разной степени оісйсленности, при прессовании со смазками и без них, показано [62], что койффициент бокового давления не является постоянной величиной: с повышением давления прессования он растет, хотя и медленнее, чем в соответствии с прямой пропорциональностью от относительной плотности брикета. Для малопластичных материалов коэффициент бокового давления несколько растет в области низких давлений, а выше 200 МПа становится практически постоянным. С увеличением степени дисперсности и окисленности порошков коэффициент бокового давления несколько понижается, что объясняется состоянием повышенного межчастичного трения. Интересно, что применение неактивных смазок, как в варианте смазки стенок пресс-форм, так и нанесения ее тонким слоем на поверхность частиц с разветвленной поверхностью, не изменяет величины коэффициента бокового давления. Это доказывает, что основной вид взаимодействия частиц таких порошков -зацепление.
Стоит отметить, что коэффициент внешнего трения уменьшается с ростом давления при низких усилиях прессования и остается постоянным в интервале давлений 100-200 МПа для пластичных металлов и выше 200-3 ООМПа для малопластичных и хрупких материалов. При этом введение смазки (парафин) в состав порошковой смеси позволяет существенно снизить коэффициент внешнего трения, что по данным [62] достигается за счет более надежного сохранения слоя смазки на стенках пресс-формы при таком способе ее нанесения.
Повышение механических свойств материала частиц не приводит к каким-либо специфическим особенностям прессования. Это согласуется с введенным М.Балыпиным [18] понятием об эквиваленте давления прессования, найденным на основе отношения твердости различных материалов, подвергаемых уплотнению.
Алюминий. Основные характеристики и физико-механические свойства
В электронной технике широкое применение находят прутки и проволока из молибдена марок МЧ, МК, МС [30-31]. Удельное электросопротивление молибдена при 20С составляет 5,7 мком см. При изготовлении многослойных контактов, например, молибден отвечает таким требованиям как отсутствие фазовых изменений, диффузионной и химической связи с подложкой и окружающей средой. Молибден, кроме того, снижает окисление кремния за счет связывания кислорода.
Прутки, идущие на изготовление выводов электровакуумных приборов или используемые для последующего волочения до проволоки, получают методом ротационной ковки [143]. Однако большая прочность и низкая пластичность этого металла не позволяет при обработке методом ротационной ковки подвергать его значительным пластическим деформациям без нарушения целостности. Кроме того, при ротационной ковке возникают растягивающие напряжения, что ограничивает возможности существенного изменения температурно-скоростного режима обработки.
Существующие в настоящее время термомеханические режимы ковки являются оптимальными и отклонения от заводских нормалей не только не улучшают, но в большинстве случаев ухудшают качество изделий [30-31].
В молибдене ярко выражено расслоение [144]. Трещины расслоения в Мо образуются по границам зерен и дислокационных ячеек. Возникновение этих трещин обусловлено как неравновесной морфологией этих структурных элементов, формирующихся в процессе предшествующей разрушению пластической деформации, так и энергетическим состоянием границ раздела, в частности уровнем сил связи по границам элементов структуры (зерен, ячеек) при сегрегации примесей. Известно, что замена на границе связей металл-металл связями металл-примесь (C,C 2,S,P и др.) может иметь разные последствия: как ослабление, так и усиление связей между зернами [145-146]. Установлено, что для Мо, например, углерод необходимо рассматривать как элемент, усиливающий сцепление, а кислород, серу и фосфор, как элементы ослабляющие его [147-148].
Поэтому для обработки такого труднодеформируемого тугоплавкого материала как молибден значительный интерес может представлять применение нового метода - прямого прессования [37]. Принципиальное отличие метода прямого прессования состоит в возможности получения изделий (деталей) сложной формы, практически не требующих дополнительной механической обработки, с минимальной неравномерностью свойств по длине и сечению спеченной заготовки.
В работе использовали промышленный порошок Мо марки МЧ (поставки МЭЛЗ г.Москва или "Победит" г. Владикавказ). Содержание примесей в порошке: = 0,09 - 0,22%; Ni = 0,002 - 0,012%; P203 = 0,004 - 0,013%; Si02 = 0,005 0,02%; CaOMgO = 0,001 - 0,003%; С = 0,005 - 0,018%.
Основная масса частиц порошка имеет размеры 0,8-1,7 мкм; отдельные частицы (не более 5%) достигали 6,5-10, 0 мкм. Спекание спрессованных заготовок осуществляется в два этапа: -предварительное, в среде водорода, при 1100-Н50С в течение 1,0-1,5 ч; -окончательное, в вакууме, при 1850-1890С в течение 5-7 ч.
В радиоэлектронной промышленности особое значение имеют сплавы для соединения с диэлектриками (стекло, керамика и т.д.), которые должны обладать строго регламентированными значениями ТКЛР. Надежные соединения различных по свойствам материалов можно создать только при согласовании ТКЛР в технологическом и эксплуатационном интервале температур [30-31].
Решение ставящихся в работе задач возможно при условии полного понимания процессов, ответственных за формирование свойств теплового расширения и упругости, рассмотрим основные из них.
Сплавы инварного класса обладают сильными аномалиями большинства физических свойств [149-154]. Среди наиболее характерных особенностей в свойствах можно отметить следующие двенадцать [149]: 1 .Отклонение параметра решетки от правила аддитивности в системе Fe-Ni происходит в сторону больших значений Fe и достигает максимума в области состава инварных концентраций. 2. ТКЛР г.ц.к. фазы при понижении концентрации с 60 до 35% Ni уменьшается с 11,5х10-6 до lxl0-6K \ 3.Модуль продольной упругости при уменьшении в твердом растворе Ni с 50 до 36% резко снижается и принимает минимальное значение, равное Е — 1 ГПа. 4.Температурный коэффициент модуля упругости для сплавов Fe-Ni при содержании от 29 до 44 % Ni имеет положительное значение, максимум которого приходится на сплав с 35% Ni. 5.Намагниченность насыщения с повышением содержания Fe выше 60% начинает сильно уменьшаться. 6. В зависимости от состава max кривой магнитного насыщения не совпадает с max кривой температуры Кюри. 7. Аномально высокое значение магнитной восприимчивости парапроцесса. 8. Большая по значению положительная магнитострикция. 9.Резкое понижение значения точки Кюри при повышении всестороннего давления. Ю.Фазовая неустойчивость г.ц.к. решетки при понижении содержания Ni в сплаве менее 33,4%. 11 .Отклонение кривой температурной зависимости магнитного насыщения от функции Бриллюэна. 12. Высокое остаточное электросопротивление в сплавах инварного состава. Все существующее множество объяснений инварности сводится к четырем
Основные закономерности процесса разуплотнения спекаемого пористого тела на стадии удаления продуктов деструкции технологических смазок
Особенностям формования пластифицированных смесей металлических порошков посвящены работы [18, 46-47, 215]. Влияние температурных режимов отгонки твердых смазок на свойства порошковых изделий исследовано в [78, 81, 87], Различные механизмы влияния газа, содержащегося в порах, на процесс спекания пористых тел рассмотрены в [110,112, 124].
С позиций синергетики [20] классический технологический процесс получения консолидированного порошкового тела представляет собой диссипативную термодинамически открытую систему, характеризуемую наличием следующих состояний: исходный порошок (ИП) пластифицированная смесь (ПС) - прессование пластифицированной смеси (ППС) - прессовка (Пр) - удаление пластификатора (УП) - спекание (Сп) -спеченная заготовка (СЗ). Анализ элементарных механо-физико-химических процессов и состояний, образующих рассматриваемую систему, показал, что стык состояний "Пр" - "УП" характеризуется наибольшей неустойчивостью вследствие протекания нелинейных и нестационарных процессов класса "реакция-диффузия. При этом наблюдается значительное разуплотнение пористого тела, определяемое через увеличение его объема, связанное с действием газов - продуктов деструкции [21].
Процесс отгонки необходимо связывать с формированием в порах быстроувеличивающихся микрообъемов молекулярных газов, последовательно возникающих по линии действия температуры, с последующим накоплением и выбросом продуктов деструкции через систему капилляров пористого тела, в том числе и по механизму теплового псевдовзрыва [207]. Очевидно, что разуплотнение связано в этих условиях со снижением степени однородности макроструктуры, обусловленной газодинамическими особенностями удаления продуктов термической деструкции пластификатора. Последнее и определяет настоятельную необходимость в построение элементов теории кинетической эволюции макродефектов (разуплотнения) в процессе перехода порошкового объекта из состояния "прессовка, содержащая технологическую смазку" в состояние "прессовка, подвергнутая низкотемпературной обработке, с целью отгонки технологической смазки".
Очень важным для проблемы разуплотнения пористых тел в процессе деструкции является вопрос о том, за счет какого механизма осуществляется эволюция структурных макродефектов (пор). Согласно данным [101, 112, 216], газ, накапливаясь в порах, создает в них значительное давление, в результате чего происходит деформация материалов, обусловленная в том числе, и ползучестью. Увеличение разуплотнения с этой точки зрения связано, главным образом, с уменьшением сопротивления ползучести, происходящей в материале с увеличением температуры.
Кинетика разуплотнения, рассмотренная с использованием системы уравнений [101, 112, 216] с учетом данных [118-120] для простейшей модели, подвергаемого отгонке пористого тела в изотермическом приближении, представлена ниже. Делается попытка дать метод, позволяющий оценить режим удаления газообразных продуктов деструкции.
В основу исследования положим неоднородное дифференциальное уравнение диффузии, содержащее "функцию источников" [209-210]: где m - концентрация (плотность) частиц (молекул); D - физический коэффициент диффузии; Д - оператор Лапласса; U0 - "функция источников".
Отметим при этом, что "функция источников" выражает скорость попадания частиц в данную точку пространства от какого-либо внешнего источника этих частиц. Выражение am характеризует скорость новообразования частиц в данной точке в силу химического реагирования (в случае а 0). При этом член DAm выражает скорость изменения концентрации частиц в данной точке в силу их диффузии в близлежащие области (поры, трещины и пр. дефекты макроструктуры). Это уравнение является частным случаем системы уравнений, рассмотренных в [118] при анализе кинетики реакций с учетом диффузии активных частиц, поскольку термическое разложение большинства конденсированных веществ сопровождается образованием газообразных продуктов реакции, часть из которых может быть активной, т.е. катализировать или ингибировать протекающий процесс. При этом предполагается, что в порах, как пространствах накопления газовых молекул, нет газовых течений, так что перемещение газообразных продуктов деструкции осуществляется только за счет молекулярных движений [119].
Будем считать» что при температурах 300-500С имеет место значительное разуплотнение, обусловленное скоплением газов - продуктов деструкции, в порах, рост объема которых зависит от скорости диффузии газовых молекул. Для порошковых материалов, у которых значительное количество дефектов макроструктуры вызвано самой технологией изготовления, естественно рассматривать разуплотнение как результат повышения концентрации газовых молекул в порах.
Моделирование условий плазменного распыления технологического объекта
Решение поставленной задачи в условиях плазменного распылении обычно предполагает использование соотношений, связывающих скорость частицы, ее координату и время [189]. Как правило [229], при заданных теплофизических и технологических параметрах распыляемого объекта, начальной температуре жидкого металла сначала определяют диаметр образующихся капель. Далее находят величины координат и скоростей частицы, соответствующие началу и окончанию ее кристаллизации, изменения температур и скоростей капли во времени [230]. При строгой постановке задачи указанные величины следует находить при совместном численном решении системы уравнений движения и теплообмена, включающих соотношение изменения по координате температуры газа [189,231].
В нашем случае решения получены при условии задания средних значений температуры газа и раздельном использовании уравнений движения и теплообмена. Этот алгоритм предусматривает, что вначале из уравнений движения находят скорость частицы относительно газового потока, которую затем используют для определения коэффициента теплоотдачи, скоростей охлаждения и продолжительности периодов охлаждения и кристаллизации. При этом следует отметить, что расчет скорости частицы при ее движении относительно потока сам по себе является достаточно сложной задачей, требующей для разрешения введения ряда допущений [189, 232].
Анализ процесса охлаждения капель (частиц) в камере распыления осуществлен нами [233] с привлечением данных [196]. В качестве распыляемых материалов использовали Fes Си, А1, Fe-Ni-Co сплав 29НК.
Определяли расчетные величины температуры и скорости охлаждения капель (частиц) распыляемых материалов; температуру газа по высоте камеры распыления; расстояния, на которых заканчиваются отдельные этапы охлаждения капель (частиц), а также влияние параметров технологического процесса плазменного диспергирования на все перечисленные величины.
Скорость газа в плазменной струе рассчитывали исходя из условий течения газа в цилиндрической трубке при его подогреве. Известно, что с увеличением плотности газа при подогреве скорость потока в направлении течения возрастает. Поэтому соотношение скоростей потоков до и после подогрева получали из уравнений состояния и неразрывности течения газа : Ъхя1р t =Р /р t , (4.38) х&- x.g. xg. n.g. n.g, n.g. v J pY rV =p V где Pxg. Pne плотности холодного и нагретого газов; txg.» гп е " температура холодного и нагретого в дуговом разряде газов; V#.j?.» V скорости потоков холодного и нагретого газов; xg. Ka давление холодного и нагретого газов.
Полученные результаты позволяют также проанализировать влияние степени перегрева расплава, заметим очень важного технологического параметра, на результаты плазменного воздействия на исследуемые материалы (Рис.4.1.). По-видимому, можно утверждать, что увеличение степени перегрева способствует образованию частиц меньшего размера, время остывания которых слабо зависит от их начальной температуры. Поэтому на дисперсность получаемого порошка можно эффективно влиять путем изменения подводимой к плазмотрону мощности.
Анализ расчетных результатов плазменного воздействия на Fe-Ni-Co сплав 29НК показал на ряд особенностей. Так, например, оказалось, что скорость газового потока по высоте камеры распыления затухает по гиперболическому закону. Движение капли сплава вначале быстро ускоряется газовым потоком, и продолжается это до тех пор, пока скорости капли и газа не сравняются. На этом этапе скорость движения капли достигает своего максимума. Однако, надо заметить, что отмеченное характерно лишь для капель размером более 100 мкм, максимальная скорость которых достигает, по нашим расчетам, 46 м/с. Частицы размером менее 100 мкм разгоняются до скоростей 8-13 м/с на участке траектории, протяженность которого не превышает 0,5...0,6 м. В течение остального времени полета скорость капли (частицы) остается выше скорости газа (Рис.4.2 ). В процессе распыления температура капель (частиц) и газа уменьшается, причем, если температура газа резко падает до 100С на расстоянии 1-1,2 м, что связано с интенсивным теплообменом с окружающей средой, в частности, с водоохлаждаемыми стенками камеры кристаллизации, то температура частиц сплава размером, например, 200 мкм на расстоянии 5 м от среза сопла плазмотрона превышает 750-800С (Рис.4.3). С уменьшением по координате X скорости \g и температуры tg газа уменьшается и коэффициент теплоотдачи а (Рис.4.4.). Он максимален в первоначальный момент времени. Например, для капель диаметром 50 и 300 мкм а равен соответственно 7,56 и 1,99-ю Вт/м2К на начальном этапе распыления и 0,36 и 0,22. і {р Вт/м К на расстоянии 4-5 м от среза сопла. Из формулы (4.10, см. раздел 4.1) видно, что скорость Vt охлаждения капли (частицы), определяется диаметром d капли, а также величиной а и температурным напором, то есть величиной (t - t ). На ё первом этапе теплообмена скорость охлаждения растет и достигает максимальных значений 4,1-10 и 3,0140 град./с, соответственно для капель диаметром 50 и 300 мкм.
