Файл: Бокштейн Б.С. Термодинамика и кинетика диффузии в твердых телах.pdf
ВУЗ: Не указан
Категория: Не указан
Дисциплина: Не указана
Добавлен: 10.04.2024
Просмотров: 121
Скачиваний: 4
Если |
процесс контролирует диффузия компонента А, то |
|
Qc = Ea + ± A H s - ^ A H b, |
(431) |
|
в) |
если давление переменно (например, оно изменяется |
с темпе |
ратурой, как при росте частиц Si02 в меди, в которой присутствуют
NiO и никель; р0, определяется равновесием |
NiO ^ Ni и зависит |
|
от температуры), то следует учесть реакцию ВХ (тв) —» X (раствор) + |
||
+ -^ В п (газ), тогда |
Qc = Ев + AHR + АНв \ |
|
AHR — теплота |
разложения соединения |
ВХ\ |
АНв — по-прежнему теплота растворения. |
|
|
При контроле диффузией компонента А |
|
|
Qc = Ea + ± - A H - \ ( A H r + AHb). |
(432) |
Таким образом, основной смысл работы состоит в том, что при оценке роста частиц необходимо учитывать обмен атомами компо нента между твердым раствором и средой, поскольку этот обмен влияет на кинетику роста. В отсутствие обмена надо учитывать огра ничения, связанные с равновесием в самом растворе. Поэтому в Qc входят термодинамические параметры: теплоты растворения, дис социации и т. д.
В последнее время в качестве высокожаропрочных материалов начинают применять эвтектические сплавы, полученные методом направленной кристаллизации. В этих условиях литья образуется упорядоченная структура, одна из ее составляющих или обе имеют форму вытянутых пластин или волокон. Парадокс эвтектических сплавов состоит в том, что, отличаясь низкой температурой плавления, они обладают высокой жаропрочностью. Примером таких сплавов могут быть эвтектические композиции, составленные из двух интерметаллидов: Ni3Al—Ni3Nb, или из твердого раствора и карбидной фазы Со (Сг)—ТаС, из металла и интерметаллида А1—Al3Ni, из двух металлов №—W и т. д. Первая из указанных композиций способна при 1100° С продолжительно (более 100 ч) выдерживать напряжения около 16 кгс/мм2 (Тпл этой эвтектики 1280° С), вторая же при этой температуре выдерживает а 10 кгс/мм2, более 1000 ч, что заметно превосходит свойства никелевых и кобальтовых жаропрочных спла вов, полученных обычным методом литья.
Соответствующие исследования (Л. М. Мороз), проведенные ме тодом электронномикроскопической авторадиографии, показывают, что диффузионные потоки в таких композициях распределены поразному в зависимости от способа получения. Так, в эвтектическом сплаве, полученном обычным литьем, они преимущественно вдоль границ фаз, а также внутри — по дефектам, возникающим в про цессе кристаллизации. В сплаве, полученном методом направленной кристаллизации, диффузия протекает преимущественно в дефект ных местах, а не по границам фаз, если частицы имеют правиль ную форму.
255
Эти опыты иллюстрируют важную особенность однонаправленных эвтектических композиций. Между фазовыми составляющими эвтек тики устанавливается хорошая связь, обусловленная получением фаз в процессе кристаллизации в условиях, близких к термодина мически равновесным. Структурное соответствие фаз и малая избы точная энергия фазовой границы существенно влияют на стабиль ность сплавов при высоких температурах. Однако исходные дефекты, возникающие в процессе кристаллизации или образующиеся в мате риале при продолжительном воздействии на него температурного поля и поля напряжений, оказывают значительное влияние на ста бильность структуры.
Возникает вопрос о механизмах, определяющих стабильность
иукрупнение структурных составляющих эвтектических сплавов. Этот вопрос подробно проанализирован в работе [226]. Стабиль
ность волокнистой структуры рассмотрена в ней на основе метода возмущений Рэлея, определившего скорость диспергирования жидкого цилиндра на ряд сферических капель.
Если волокнистая структура, полученная методом направленной
кристаллизации совершенна, |
массопереноса |
не будет. Однако |
в реальной структуре могут |
быть бесконечно |
малые колебания |
в форме волокна. Для оценки стабильности автор принимает сину соидальный закон изменения радиуса единичного волокна с неко торой длиной волны вдоль оси волокна.
Таким образом, изменение геометрии составляющих компози ции рассматривали как спектр синусоидальных возмущений, расту щих за счет диффузионного транспорта под действием капилляр
ных сил.
С увеличением времени в первоначальном спектре начинает до минировать критическая длина волны, соответствующая определен ному отклонению от первоначальной формы объекта. Это отклонение растет экспоненциально, пока не станет сравнимым с размером ци линдра. В этом случае последний (как и жидкий изолированный ци линдр Рэлея) разбивается на отдельные сферы. Экспериментально наблюдали, как эвтектический пруток FeS— Fe действительно прев ратился в ряд равномерно распределенных сферических образований.
Была также сделана оценка двумерного роста за счет транспорта вещества между волокнами различного радиуса, на основе теории [219, 220], рассмотренной выше. До некоторого времени tc, завися
щего от начального радиуса цилиндра ( ic ^ Ro), средний размер цилиндра меняется слабо, а затем цилиндр теряет устойчивость. Поскольку tc возрастает с увеличением однородности структуры, эвтектические сплавы, полученные направленной кристаллизацией, более стабильны, чем сплавы, содержащие выделившиеся частицы разного размера. Однако дефекты структуры могут существенно уменьшить tc, что приводит к огрублению составляющих компози
ции.
Укрупнение волокон за счет несовершенств структуры было рас смотрено на основе механизма, развитого ранее для пластинчатых эвтектик. Эти представления были применены к волокнистым компо-
256
зициям, содержащим два типа дефектов (рис. 86): границы (края) волокон, которые уменьшают число волокон в процессе роста, и ответвления, которые увеличивают число волокон (рис. 86, а). Оба типа несовершенств наблюдались, например, в эвтектической ком позиции NiAl—Сг. При взаимном перемещении дефектов (рис. 86, б) они аннигилируют, оставляя на цилиндре выпуклость (рис. 86, в), приводящую к дальнейшей нестабильности. При огрублении А1— AlgNi композиции, по-видимому, вначале работает именно этот ме
ханизм, |
а |
не механизм двумерного роста, требующий некоторого |
|||||||
инкубационного |
време |
|
|
|
|
||||
ни tc. |
|
|
|
|
|
|
. Граница («рой) |
I |
|
Наконец, |
в |
работе |
|
|
|||||
[226] |
учитывали |
влия |
|
|
|
|
|||
ние |
на |
стабильность |
|
|
|
|
|||
композиций |
анизотро |
|
|
|
|
||||
пии поверхностной энер |
|
|
' Разветвлений |
|
|||||
гии, |
которая |
|
по-раз |
|
|
|
|||
ному |
влияет на |
разные |
|
|
|
|
|||
механизмы |
|
сфероиди- |
\ |
/ |
|
\ |
|||
зации, |
а |
также |
влия |
|
|||||
ние напряжений и пе |
|
|
|
|
|||||
ремещения |
|
поверхно |
|
|
|
|
|||
стей |
раздела. |
|
|
|
|
|
|
||
Автор |
приходит к |
Рис. 86. |
Схема аннигиляции дефектов волокна [226] |
||||||
выводу, |
что в |
компози |
|||||||
циях, содержащих более |
|
наиболее вероятно двумерное огрубле |
|||||||
20% |
(объемн.) второй фазы, |
ние структуры, однако на начальной стадии преобладает механизм
взаимного уничтожения дефектов.
Вопрос о стабильности направленной структуры в^ свете теории [226] был рассмотрен применительно к эвтектической композиции
Al3Ni—А1 в работе [227].
Сплавы готовились из материалов высокой чистоты, но в различ ных условиях кристаллизации (в одном случае со скоростью 6 см/ч и с малым температурным градиентом; в другом со скоростью 3,6 см/ч и с большим температурным градиентом).
В результате первые сплавы имели сильно выраженную полосча тую и несовершенную структуру; вторые .не имели полосчатой струк туры и были относительно совершенны. Исследование структурных изменений проводили при 625° С с помощью сканирующего микро
скопа. |
Как показал анализ, при больших увеличениях (в 5000 |
12 000 |
раз) полосчатость содержит дефекты в^ виде границ (краев) |
и ответвлений; радиус волокон не однородный, особенно в области полосчатости. В процессе выдержки при 625 С наблюдается посте пенное исчезновение ветвей, а число границ растет. Некоторые во локна разбиваются на ряд коротких цилиндров (рис. 87). Отмечается уменьшение числа волокон на единицу объема (за 15 ч при 625 С на 60%) и увеличение ширины кривых распределения, т. е. разброс по размерам возрастает.
17 Заказ Ns 737
Можно предложить простую модель, описывающую уменьше ние числа волокон. При этом принимают, что границы волокон из-за эффекта капиллярности мигрируют, а окружающие волокна «тол
стеют».
Конечное выражение имеет вид:
М0/М = (1 + n 0k t )\ |
<433) |
где N 0 и N — число пересечений волокон, видимых на поперечном |
|
сечении в начале и в момент времени |
/; |
п 0— начальное число разорванных волокон (после исчез |
|
новения ветвей); |
коэффициент |
k — константа, включающая эффективный |
диффузии.
Из экспериментальных данных вычисляли энергию активации укрупнения волокон в системе Al3Ni—А1. Она колебалась в пре делах 42—52 ккал/г-атом. Учитывая значительный разброс данных и сделанные допущения, авторы полагают, что результат удовле творительно согласуется с независимыми диффузионными опрвы делениями энергии активации диффузии растворенных примесей
всплавах алюминия, которая колеблется в пределах 30
40ккал/г-атом.
Приближения, сделанные при выводе формулы, недопустимы для
развитых стадий процесса, поскольку нельзя игнорировать пере движение растворенных атомов между волокнами различного радиуса.
Во всяком случае из данных исследования вытекает, что терми ческая стабильность эвтектических сплавов (Al3Ni—А1) контроли руется диффузией и сильно зависит от дефектов структуры, играю щих роль зародышей метастабильности (особенно границы и ветви, связанные с полосчатостью). Если при надлежащей технологии ликви дировать полосчатую структуру, то резко уменьшается число де фектов и термическая стабильность возрастает.
Следует, однако, отметить, что в эвтектических сплавах даже с исходной совершенной структурой стабильность нарушается, если в структуре возникают дефекты, например, в процессе ползучести. Известно, что весьма стабильные пластинчатые образования (напри мер, типа перлита) в условиях высокотемпературной деформации теряют стабильность и обнаруживают тенденцию к сфероидизации.
Механизм не совсем ясен.
В общем случае плоская граница двух структурных составляю щих стабильна (Шьюмон; Эшби) даже в случае воздействия напряже
ний. Можно, однако, показать, что если в |
результате деформации |
и возврата в двухфазной системе возникает |
ряд границ (больше |
угловых или малоугловых) в одной или в обеих фазах, то стабиль ность структуры может нарушаться. Механизм этого процесса заклю чается в следующем: вначале локально в тройной точке,^ соединяю щей плоские границы и границу, вызванную деформацией (рис. 88), устанавливается равновесие; при этом поверхность раздела характе ризуется некоторой кривизной. Если одна или обе фазы представ ляют собой твердые растворы, то между изогнутой поверхностью
259