Характеристики плотности и фазового состава сплавов

при температуре горения Т _г

Насыпная плотность является структурно - чувствительной характеристикой и зависит от формы и размера частиц, состояния их поверхности, фракционного состава и от плотности самого вещества. В присутствии расплава частицы продуктов СВС имеют форму сфер примерно одинакового диаметра [150, 215]. По данным работы [138], критическая концентрация сферической твердой фазы, при которой суспензия теряет текучесть, составляет r_{S H} = 0, 52. Это соответствует объемной доле твердых одинаковых сфер для правильной кубической упаковки. Лучшее совпадение с опытными данными имеет теоретическая величина насыпной плотности для случайной кубической упаковки монодисперсных сфер, равная r_{S H} = 0, 53 [3]. Это значение r _{S H} было принято для количественной оценки механически устойчивой структуры твердожидких продуктов синтеза.

Согласно расчетам при температуре Т _г начальная объемная доля твердой фазы r_{S 0} в продуктах СВС меньше относительной насыпной плотности (табл. 4.1), и это означает, что за счет внутреннего давления примесных газов поддерживается взвешенное состояние твердой фазы. Поэтому при r_S < 0, 53 с точки зрения реологии продукты синтеза имеют нулевые материальные константы и не оказывают сопротивления деформации. Описание такого реологического состояния производилось путем задания в зависимости (4.8) заведомо большого значения температуры: Т = 30000 К. Этим обеспечивается сохранение структуры определяющих соотношений (4.7) и алгоритма решения задачи при r_S < 0, 53.

При достижении беспористого состояния продукты синтеза становятся несжимаемыми, и скорость изменения объема е будет равна нулю. При е = 0 определяющие соотношения (4.7) приобретают следующий вид:

. (4.14)

Вместе с тем в беспористом состоянии относительная плотность продуктов синтеза r = 1, а функция y (r) согласно зависимости (4.2) становится бесконечно большой. Поэтому, как и в случае с аэродисперсным состоянием, для сохранения структуры определяющих соотношений и алгоритма решения задачи при беспористом состоянии продуктов синтеза функция y принималась равной y = 10⁴. При таком значении y пористость материала составляет величину меньше, чем 0, 01%.

Выше была рассмотрена реологическая модель, в которой дефор­мирование и уплотнение горячих продуктов синтеза связываются только с вязкой деформацией частиц твердой фазы от внешней нагрузки. В области высоких температур, когда диффузионная под­вижность атомов велика, уплотнение горячих продуктов синтеза мо­жет происходить и за счет процессов массопереноса в области кон­такта частиц. Рост площади контакта в этом случае определяется следующими молекулярными непороговыми механизмами: вязкое течение; объемная, поверхностная и граничная диффузия; перенос вещества через газовую или жидкую фазу [24]. Независимо от ме­ханизма массопереноса равновесная форма поверхности контактного перешейка является сглаженной с радиусом кривизны r (рис. 4.1, а). Термодинамическая целесообразность переноса вещества в область контактного перешейка обусловлена тем, что перемещение поверх­ности перешейка сопровождается уменьшением общей поверхности и поверхностной энергии системы. Равновесный профиль прикон­тактного перешейка формируется на самой начальной стадии припе­кания, когда перенос вещества осуществляется механизмом поверх­ностной диффузии. В рамках континуальной теории спекания массо­перенос учитывается тем, что в определяющие соотношения входит лапласовское давление [188]. При уплотнении только за счет неупру­гого деформирования частиц и отсутствии припекания контактного перешейка нет (рис. 4.1, б). Соответственно по форме профиля кон­тактной области частиц твердой фазы можно судить о ведущем ме­ханизме уплотнения при СВС-прессовании горячих продуктов син­теза.

а	б
Р и с. 4.1. Форма профиля контактной области при спекании (а) и неупругом деформировании (б) частиц твердой фазы

На рис. 4.2 приведена микроструктура СВС-спрессованного сплава TiC-5% Ni [265] с объемной долей никелевой связки m _Ni = 0, 03. Частицы карбида титана TiC имеют деформированную форму с плоскими контактными площадками, между которыми находятся прослойки никелевой связки. В точках касания контактных площадок наблюдается формирование локальных контактных перешейков, размеры которых намного меньше размеров плоских площадок. Следовательно, уплотнение сплава TiC-5% Ni обусловлено в основном неупругим деформированием частиц твердой фазы.

На рис. 4.3 показана микроструктура спрессованного сплава TiC-30% Ni [265], для которого объемная доля никеля составляет
m _Ni = 0, 19. С увеличением объема никелевой связки компактное несжимаемое состояние материала достигается при меньшей степени деформации твердой фазы, и частицы карбида титана TiC в сплаве TiC-30% Ni деформированы в меньшей степени, чем в сплаве TiC-5% Ni. В области контакта карбидных частиц радиус кривизны контактного перешейка мал (рис. 4.3, а) или контактный перешеек отсутствует (рис. 4.3, б). Это свидетельствует о том, что в сплаве TiC-30% Ni, так же, как и в сплаве TiC-5% Ni, процесс массопереноса или полностью отсутствует, или находится на начальной стадии.

а	б
Р и с. 4.3. Микроструктура СВС-прессованного сплава TiC-30% Ni [265]

Таким образом, можно принять, что при СВС-прессовании горячих твердожидких продуктов синтеза системы Ti-C-Ni ведущим является неупругое деформирование частиц твердой фазы, а процессы массопереноса в области контакта частиц (спекание) играют второстепенную роль. Соответственно в определяющие соотношения (4.7) для горячих продуктов синтеза не входит лапласовское давление. Кроме того, при оценке начальной плотности пористых продуктов СВС можно не учитывать уплотнение за счет твердо- и жидкофазного спекания.