CC BY
32
Компьютерное моделирование технологических режимов ударного синтеза
В.Н. Лейцин, М.А. Дмитриева
Томский государственный университет, Томск, 634050, Россия
Методами компьютерного моделирования исследованы условия реализации различных режимов ударного синтеза материалов в реагирующих порошковых смесях типа №-А1. Использована модель реагирующей порошковой смеси, позволяющая на различных структурных уровнях исследовать связанные физико-химические процессы тепло- и массопереноса, ударного уплотнения и химических превращений с учетом изменения реакционной способности реагирующих компонентов. Результаты вычислительных экспериментов свидетельствуют об определяющей роли исходной структуры порошкового материала, интенсивности механического воздействия, а также способности смеси к формированию наноструктур в реализации различных режимов синтеза.
1. Введение
Ударный синтез материалов является перспективным направлением развития технологий порошковой металлургии, позволяющим объединить технологические операции механической активации компонентов, компактирования порошковой смеси, инициирования химических превращений, а также получать однородный (в химическом отношении) состав продукта реакции. Целью проведенного исследования является определение технологических факторов, обуславливающих температуру синтеза и структуру продукта реакции.
2. Метод исследования
Использована многоуровневая физико-математическая модель реагирующей порошковой смеси [1-4]. Реальное порошковое тело представляется модельной гетерогенной системой компонентов с детерминированными структурными параметрами, физическими и химическими характеристиками. Исходная порошковая смесь моделируется совокупностью сферических частиц одного размера. Материал частиц одного сорта считается однородным и изотропным с заданными физическими свойствами. Модельная структура представляется твердым каркасом из частиц со сквозной пористостью, образующим в пространстве регулярную структуру ячеек концентрационной неоднородности. Смесь, имеющая заданную в среднем концентрацию компонен-
тов, представляется неоднородной по объему некоторой ячейки периодичности с размерами axaxb. Если заданная доля одного из компонентов смеси представлена агломератом частиц размером d0 у передней кромки axa реакционной ячейки, то параметр Ъ/a может служить характеристикой моделируемой начальной структуры концентрационной неоднородности смеси. Сторона b ячейки периодичности выбрана перпендикулярно поверхности инициирования механохимических превращений.
В качестве основных допущений при моделировании процессов ударного синтеза принято:
1. Считается, что ударное нагружение порошкового компакта может быть представлено макроскопически плоским импульсом, распространяющимся в главном направлении с заданными амплитудой Pf и длительностью.
2. Моделирование физико-химических процессов ударного синтеза включает в себя моделирование процессов теплопереноса в реагирующем слое, процессов ударной модификации порошкового тела, фазовых переходов компонентов порошковой смеси, массоперено-са и химических превращений.
3. Считается, что образовавшаяся жидкая фаза легкоплавкой компоненты может перемещаться в пористом каркасе, обеспечивая конвективный тепло- и массо-перенос. В этом случае закон сохранения энергии представляется двухтемпературными уравнениями тепло-
© Лейцин В.Н., Дмитриева М.А., 2004
переноса с переменными коэффициентами, источниками и стоками.
4. Прогрев и экзотермическая реакция синтеза рассматриваются в области температур, ограниченной температурными фронтами [70, Т1). Здесь Т0 — начальная температура смеси, а Т1 — температура реагирующей смеси, при которой пористый каркас теряет несущую способность. Процессы «дожигания» смеси при температурах, больших Т1, не исследуются.
В вычислительных экспериментах рассмотрена модельная порошковая смесь №-А1, способная к саморас-пространяющемуся высокотемпературному синтезу. В качестве объекта моделирования рассмотрен образец порошковой смеси № + А1 + п мас. % №А1, стехиомет-ричной для образования моноалюминида никеля, с размерами частиц d = 4.5 мкм. Предполагается, что в процессе подготовки порошкового компакта в нем сформирована макроскопическая структура концентрационной неоднородности, характеризуемая объемом элемента структуры а 2Ь = 9 -10-9 м3. Считается, что у левой грани элемента структуры сконцентрировано 60 % алюминия — 8 = 0.6 (по объему смеси реагирующих компонентов без учета пористости). В качестве характерного размера агломерата частиц алюминия d0 рассмотрен диаметр сферы из порошковой смеси, включающей рассмотренную долю 8 частиц алюминия. Используются гладкая и ступенчатая функции распределения концентраций компонентов порошкового тела вдоль стороны Ь элемента макроскопической структуры концентрационной неоднородности. Рассматривается воздействие ударного импульса длительностью 1 мкс на слой, состоящий из двух реакционных ячеек.
3. Результаты вычислительных экспериментов
На рис. 1 представлены примеры начальных распределений концентраций компонентов порошковой смеси и пористости по толщине слоя, представленного дву-
мя реакционными ячейками. На рис. 2, 3 приведены результаты прогнозирования поля температур и параметров структуры порошкового слоя (пористости и концентрации алюминида никеля), сформировавшихся в реагирующем порошковом компакте к моменту окончания превращений.
Приведенные на рис. 2 распределения температуры по толщине реагирующего порошкового слоя сравниваются с температурой плавления алюминия. Для четырех рассмотренных вариантов вычислительных экспериментов в различных микрообъемах порошковой среды, различающихся распределениями концентраций компонентов и удельного объема пор, условиями нагружения, наблюдается возможность протекания механохи-мических превращений в твердофазном режиме (рис. 2, в)), режиме Стефана (рис. 2, а)) или превращений в присутствии жидкой фазы алюминия (рис. 2, б, г). Наблюдается возможность смены режима горения, как по времени протекания процессов (рис. 2, а), так и по длине реакционных ячеек (рис. 2, г), в зависимости от параметров структуры и интенсивности механического воздействия. Режим химических превращений в присутствии жидкой фазы во всем объеме реакционных ячеек можно прогнозировать для слабо неоднородных смесей №-А1 (рис 2, б). Истинно твердофазный режим механохимических превращений наблюдается в смесях с большой степенью концентрационной неоднородности (рис. 2, в), при этом реакция синтеза протекает лишь в высокоактивированных подобластях реакционных ячеек с пониженным содержанием алюминия.
Результаты прогнозирования распределений концентраций продукта реакции и удельного объема пор по толщине реагирующего слоя, представленные на рис. 3, позволяют оценить свойства прореагировавших порошковых компактов. Приведенные распределения относительного объема пор свидетельствует о том, что в зависимости от степени концентрационной неоднородности и характера распределения концентраций в
С, П; ,2 б
0.4-
ч
0.2-п п 4 /3
Ь 2Ь
Рис. 1. Распределения исходных концентраций компонентов смеси и удельного объема пор. Линии 1 — N1, 2 — А1, 3 — П (а); 1 — N1, 2 — А1, 3 — №А1, 4 — П (б)
Рис. 2. Распределение относительной температуры в моменты времени t1 (1) и 12 (2): а — Ь/а = 1.7, П0 = 0.4, Pf = 2 ГПа, t1 = 1.38 мкс, 12 = 7.49 мкс; б — Ь/а = 1.3; П0 = 0.3; Pf = 2 ГПа; ^ = 0.977 мкс, 12 = 10.0 мкс; в — Ь/а = 1.7, П 0 = 0.2, Pf = 2 ГПа, ^ = 2.45 мкс, £ 2 = = 102.3 мкс; г — Ь/а = 1.3, П 0 = 0.3, Pf = 4 ГПа, £1 = 1.66 мкс, £ 2 = = 45.71 мкс
Рис. 3. Распределения относительного объема пор (1) и концентрации продукта реакции (2) на момент времени £2 : а — Ь/а = 1.7, П0 = 0.4, Pf = 2 ГПа; б — Ь/а = 1.3, П0 = 0.3, Pf = 2 ГПа; в — Ь/а = 1.7, П0 = 0.2, Pf = 2 ГПа; г — Ь/а = 1.3, П0 = 0.3, Pf = 4 ГПа
Рис. 4. Распределение относительной температуры в моменты времени ^ (1) и £ 2 (2): а — с учетом формирования наноструктур, ^ = 3.48 мкс и £2 = 322.8 мкс; б — без учета формирования наноструктур, ^ = 3.48 мкс, ¿2 = 4 931 мкс
реагирующем компакте может быть сформирована различная структура пористости. Отчетливое формирование вторичной структуры пористости вследствие фильтрации расплава легкоплавкого реагирующего компонента наблюдается на рис. 3, г. Наблюдаемая неоднородность концентраций продукта реакции в прореагировавших зонах образцов, не согласующаяся с неоднородностью суммы начальных концентраций компонентов смеси, приведенных на рис. 1, объясняется конвективным массопереносом расплава алюминия в процессе механохимических превращений.
Ряд технологических процессов подготовки порошка и реализации механоактивированного синтеза способствует образованию морфологии структур наномет-рических размеров. Свойства частиц с размерами порядка нанометров и нанокристаллических материалов, сформированных из таких частиц, существенно отличаются от свойств монолитных материалов, поскольку наноструктурное состояние твердых тел имеет принципиальное отличие от кристаллического или аморфного [5]. Обобщенные данные о механических свойствах нанокристаллических материалов, структурных механизмах их пластического деформирования и разрушения приведены в [6]. Малая величина кристаллитов, представляющих морфологические элементы нанокристаллических материалов, определяет большую объемную долю границ, приграничных областей и тройных стыков зерен. Считается, что при достижении степенью пластической деформации какого-либо ультрадисперсного компонента порошковой смеси в микрослое реакционной ячейки значения деформируемости материала этого компонента размер частиц в одном направлении становится менее 100 нанометров, при этом образующийся продукт химических превращений также имеет нано-скопические размеры. Нанокристаллические материалы можно представить системой, состоящей из кристаллической и зернографической фаз, причем зернографи-
ческая фаза составляет 30-50 %. Уменьшение размера зерна до наноскопических значений приводит к четы-рех-пятикратному возрастанию твердости и предела текучести [6]. Теплофизические свойства нанокристаллических материалов обсуждены в [7]. Теоретические и экспериментальные исследования показали, что в интервале температур 10 К < Т < Тв, где Тв — температура Дебая, теплоемкость нанопорошков в 1.2-2 раза больше теплоемкости массивных материалов. Повышенная теплоемкость нанопорошков обусловлена размерным эффектом и развитой поверхностью кристаллитов. Это обстоятельство определяет повышенные значения эффективных коэффициентов линейного расширения и теплоемкости нанометрических морфологических элементов порошкового материала, сформированных в результате пластического деформирования. На основе анализа результатов различных авторов, проведенного в [7], можно считать, что температуры плавления и коэффициенты теплопроводности массивных кристаллов почти не отличаются от соответствующих характеристик малых частиц размером более 10 нм.
Возможность формирования наноструктур определяет специфический характер протекания механохими-ческих процессов и свойств продуктов реакции. На рис. 4, 5 приведены результаты моделирования механо-химических процессов с учетом реализации условий формирования наноструктур и без него. Вычислительный эксперимент проведен для параметров модели Ьа = 1.15, П0 = 0.3; Рг = 1.5 ГПа, Т0 = 293 К. На рис. 4 приведены распределения температуры по толщине реагирующего порошкового слоя для двух рассмотренных случаев. В порошковых смесях, не способных к образованию наноструктур, наблюдается большая, по сравнению с системами, характеризуемыми образованием структур наноскопических размеров, температура синтеза. Химические превращения в режиме послойного горения, прогнозируемые для модельной порошковой
1 10 100 1000 t, мкс
Рис. 5. Выход продукта реакции: с учетом формирования наноструктур (1); без учета формирования наноструктур (2)
смеси, не способной к формированию наноструктур (рис. 4, б), заменяются ударнозапущенным синтезом в порошковых системах, характеризуемых образованием нанокристаллических структур (рис. 4, а). Зависимости изменения массы продукта реакции, отнесенной к массе исходных реагирующих компонентов, ц от времени, приведенные на рис. 5, характеризуют выход продукта реакции и позволяют оценить интенсивность химических превращений. Для смеси, способной к формированию наноструктур, характерна существенно более высокая скорость образования продукта синтеза.
4. Заключение
Компьютерное моделирование процессов ударного синтеза материалов позволяет разрабатывать рекомендации, обеспечивающие требуемые технологические режимы получения материалов (температуру синтеза и т.п.), структуру продукта реакции.
В зависимости от реальных распределений концентраций реагирующих компонентов, инертного наполнителя и пор по объему порошковых компактов, а также
интенсивности ударного воздействия реализуются различные режимы ударного синтеза. Формирование структуры продукта реакции в процессе механохими-ческих превращений в присутствии жидкой фазы определяется конвективным массопереносом.
Анализ результатов позволяет заключить, что возможность формирования наноструктур в процессе ударного нагружения и химических превращений приводит к изменению режимов и параметров процессов ударного синтеза: скоростей химических превращений, температуры синтеза и т.д.
К технологическим факторам, определяющим режимы ударного синтеза и структуру продуктов реакции, следует отнести исходную структуру порошковой смеси, интенсивность механического воздействия, создание условий формирования наноструктур.
Литература
1. Скрипняк В.А., Лейцин В.Н., Дмитриева М.А. Моделирование процессов ударного синтеза алюминидов // Хим. физика. - 2002. -Т. 21. - № 8. - С. 14-18.
2. Лейцин В.Н., Дмитриева М.А. Моделирование процессов ударной модификации реагирующих порошковых материалов // Физ. мезо-мех. - 2002. - Т. 5. - № 4. - С. 55-65.
3. Лейцин В.Н., Скрипняк В.А., Дмитриева М.А. Компьютерное моде-
лирование механохимических процессов в порошковых смесях // Вычислительные технологии. - 2001. - Т. 6. - Ч. 2. - Спец. выпуск. - С. 261-265.
4. Лейцин В.Н. Модель реагирующей порошковой среды // Вестник Том. гос. ун-та. Бюл. опер. науч. информации № 5. - Томск: ТГУ,
2001. - 42 с.
5. Новые материалы / Под ред. Ю.С. Карабасова. - М: МИСиС(ТУ),
2002. - 736 с.
6. Андриевский Р.А., Глезер А.М. Размерные эффекты в нанокристаллических материалах. II. Механические и физические свойства // Физика металлов и металловедение. - 2000. - Т. 89. - № 1. - С.91-112.
7. Гусев А.И., Ремпелъ А.А. Нанокристаллические материалы. - М: Физматлит, 2001. - 224 с.
Computer simulation of technological modes of shock synthesis
V.N. Leitsin and M.A. Dmitrieva
Tomsk State University, Tomsk, 634050, Russia
By computer simulation methods we investigate the realization conditions for different modes of shock synthesis of materials in reacting powder mixtures of the Ni-Al type. The model of a reacting powder mixture is used, which allows one to investigate combined physicochemical processes of heat- and mass-transfer, shock compaction and chemical transformations at different structural levels with regard to changing reactivity of the reacting components. The computing experiment results are testimony to the determining role of the initial structure of the powder material, the intensity of the mechanical effect and the ability of the powder to form nanostructures when different synthesis modes are realized.
