1.Системы с полной взаимной растворимостью компонентов

В результате спекания таких систем (Сu-Ni, Fe-Ni, Co-Ni, Cu-Au, W-Mo, Ta-W, W-Сг, Mo-Cr, Fe-Cr, Co-Ni-Cu, Fe-Ni-Al и др.) образуется одна фаза (взаимный твердый раствор); на промежуточных стадиях спекания существуют несколько фаз: частицы исходных металлов и твердые растворы переменной концентрации.

Рисунок 32 - Концентрационная зависимость усадки в системе Cu – Ni

после спекания при 1000 ⁰С и выдержках

0 (1), 2(2), 5(3), 10(4), 15(5), 20(6), 30(7), 60(8) и 120 мин (9)

Временная зависимость сокращения объема пор при спекании в условиях развития гетеродиффузии резко отклоняется от закономерности, присущей однофазному порошковому телу. Усадка порошкового тела при нагреве, как правило, меньше аддитивной, рассчитанной исходя из возможной усадки каждого из компонентов. Это объясняется более низкой подвижностью атомов в твердых растворах по сравнению с чистыми металлами и невозможностью получить при смешивании исходных компонентов абсолютно однородную смесь, из-за чего при нагреве имеется большое количество контактов, скорость диффузии атомов через которые неодинакова. Так, в системе Си-Ni (рисунок 32) по мере повышения содержания никеля а меди (или наоборот) усадка уменьшается и может происходить даже рост порошкового тела (проявление эффекта Френкеля), что связано с большей в несколько раз величиной коэффициента диффузии меди в никель по сравнению с величиной коэффициента диффузии никеля в медь: в частицах меди образуются избыточные вакансии, коалесцирующие в поры, а частицы никеля увеличиваются в размерах из-за преобладания притока атомов меди над оттоком атомов никеля.

Интенсивность диффузионного взаимодействия компонентов при спекании растет с увеличением межфазной поверхности, которая максимальна при 50%-ном содержании фаз, и концентрационная зависимость объемных изменений порошкового тела при спекании, обусловленных преобладающим воздействием гетеродиффузии, носит экстремальный характер в области средних концентраций.

Рисунок 33 - Объемные изменения при спекании (900 ⁰С) медноникелевых образцов состава: 1 – Cu – 5 Ni; 2 – Ni; 3 – Cu – 90 Ni; 4 – Cu – 38 Ni; 5 – Cu – 48 Ni; 6 – Cu – 57 Ni

Кинетические закономерности уплотнения (рисунок 33) выявляют различия в поведении при спекании сплавов в зависимости от содержания второго компонента: для чистых металлов и малолегированных сплавов ( 10% Ni) усадка практически исчерпывается за 30 мин и наступает насыщение, а для более легированных сплавов (40- 60% Ni) скорость уплотнения остается значительной в течение 120 мин и более (замедление насыщения-процесса уплотнения в этом случае связано с образованием дополнительной диффузионной пористости, так как действие эффекта Френкеля становится более ощутимым с увеличением межфазной поверхности дл более легированных составов).

Однако при спекании смеси порошков некоторых из рассматриваемых систем можно наблюдать возрастание скорости уплотнения с ростом содержания второго компонента. Так, в системе Fe—Cr обнаружен ярко выраженный, а в системе W—Мо слабее выраженный (рисунок 34) максимум в концентрационной зависимости усадки возможно из-за связи (согласования) ее с концентрационной зависимостью коэффициентов взаимодиффузии в этих системах.

Рисунок 34 - Концентрационная зависимость усадки при спекании (2000 ⁰С) и коэффициента самодиффузии в системе W – Mo (1 и 2 – различные порошки вольфрама)

Существенная особенность спекания любой из рассматриваемых систем заключается в том, что некоторые из контактов между одноименными и разноименными порошинками могут нарушаться (разрываться). Причины этого — напряжения в зоне контакта диффузионного происхождения, «исчезновение» порошинки, вещество которой вследствие испарения или поверхностной диффузии переместится на поверхность другой порошинки, и другие.

Для решения практических задач важен вопрос о необходимой степени гомогенизации по составу сплавов, образующихся при спекании: так как многие свойства порошковых тел определяются величиной и состоянием контактных поверхностей между частицами, в ряде случаев достижение полной гомогенизации сплава внутри частиц оказывается ненужным. В самом общем случае необходимое время гомогенизации т_г можно определить из соотношения, где d_ср – средний линейный размер частицы порошка; D – коэффициент гетеродиффузии в соответствующей двойной системе. На величину т_г влияет средняя концентрация компонентов в порошковом теле и при прочих равных условиях минимальное время гомогенизации наблюдается в случае равенства средних концентраций каждого из компонентов.

Гомогенизация шихты перед прессованием обеспечивает при спекании более полную и однородную усадку, а также более однородный состав и свойства изделий по всему объему. Больший эффект достигается при применении вместо смеси порошков индивидуальных компонентов порошка, представляющего собой гомогенный сплав заданного состава.