Сканирующей калориметрии

Для определения фрактальной размерности требуется использование оптической микроскопии в широком интервале изменения увеличения и разрешения. Это достигается при комбинировании световой, сканирующей электронной и трансмиссионной электронной микроскопии (в отдельных случаях также используют ионную туннельную электронную микроскопию).

Для определения фрактальной размерности требуется использование оптической микроскопии в широком интервале изменения увеличения и разрешения. Это достигается при комбинировании световой, сканирующей электронной и трансмиссионной электронной микроскопии (в отдельных случаях также используют ионную туннельную электронную микроскопию).

не пригодной по тем же причинам. Более обещающим представляется применение сканирующей электронной микроскопии. На рис. 11 приведены для сравнения микроструктуры поперечного сечения ленты из материала Ti — В, изготовленной высокоскоростной диффузионной сваркой. Микрофотографии получены обычным оптическим методом при увеличении 1400 (рис. И,а) и электронно-микроскопическим методом реплик при увеличении 25000 (рис. 11,6). На рис. 11, а реакционной зоны не видно, однако заметно изъязвление титана вблизи волокна. Авторы предполагают, что появление этой зоны вызвано растворением богатых кислородом пленок на поверхности волокна при сварке, а короткое время нагрева (приблизительно 1 с) недостаточно для перехода кислорода в твердый раствор. На рис. 11,6 видна ступенька между твердым волокном и мягкой матрицей, образовавшаяся при полировании. Зона взаимодействия, содержащая твердый диборид титана, находится наверху этой ступеньки, и толщина ее может быть

Кляйн и Мет'калф [15], использовавшие для получения композитов различной прочности подход Штурке, в отличие от этого автора исследовали поверхность раздела с помощью ряда методик— оптической микроскопии поперечных и косых срезов, сканирующей электронной микроскопии поперечных срезов, дифракции электронов и рентгеновских лучей и трансмиссионной электронной микроскопии тонких срезов, полученных катодным травлением. Большие возможности представляет методика экстракции имеющейся на поверхности раздела пленки продуктов реакции, основанная на растворении алюминия и бора в соответствующих реактивах. Эта методика обеспечивает свободное веплы-вание пленки в растворе. Она обсуждается более детально в гл. 3; там же приведены примеры типичных поверхностей раздела.

В настоящем обзоре делается попытка всесторонне осветить современное состояние вопроса о роли поверхности раздела в уп-ругопластическом поведении композитов с металлической матрицей. Волокнистые композиты и композиты, изготовленные направленной кристаллизацией, рассматриваются с точки зрения очевидных различий в структуре и стабильности их поверхностей раздела. Особое внимание уделено структуре и стабильности поверхности раздела и ее роли при различных видах нагру-жения, т. е. растяжении, сжатии, ползучести и усталости. Как будет показано ниже, детали поведения поверхности раздела и ее роль стали проясняться с началом применения сканирующей электронной микроскопии, а также в результате эффективного использования электронной микроскопии «на просвет» и оптической металлографии совместно с рентгеновским микроанализом.

Состояние поверхности металлизированного углеродного волок,-на при комнатной и повышенной температурах изучалось методом сканирующей электронной микроскопии. Было установлено, что исходные металлические покрытия из меди и никеля сплошные. Под воздействием температуры поверхность металлизированного углеродного волокна модифицируется. Так, медное покрытие после отжига при температуре 400° С собирается в складки (рис. 2, а, см. вклейку). При увеличении температуры термообработки до 800° С происходит сфероидизация покрытия (рис. 2, б, см. вклейку). Аналогичные результаты при указанных температурах получаются и в случае покрытия углеродных волокон никелем.

Исследовалось влияние термообработки на свойства металлизированного углеродного волокна. На примере меди и никеля изучалось поведение металлических покрытий при повышенных температурах. Посредством сканирующей электронной микроскопии было обнаружено собирание покрытия в складки при 400° С с дальнейшей сфероидизацией по мере увеличения температуры отжига. Установлено, что медное покрытие не снижает прочность углеродных волокон до температуры 800" С, а никелевое — до 900° С. После термообработки при 1000° С прочность углеродных волокон, отожженных в контакте с никелем, уменьшается. Рис. 2, библиогр. 5.

При исследовании горения ПХА как монотоплива экспериментально обнаружено существование нижнего допустимого предела горения по давлению (около 2 МПа), причем скорость горения одиночных кристаллов или высокоплотных дисков ПХА составляет 2-г-З мм-с"1. На величину этого порогового давления оказывают влияние добавки и начальная температура. В работе [75] методом сканирующей электронной микроскопии установлено, что при горении на поверхности кристаллов ПХА существует расплавленный слой. Обнаружено, что толщина слоя уменьшается с повышением давления, и сделан вывод о том, что наличие расплава допускает протекание реакций между газовой и конденсированной фазами. Предложена теория [61], в которой расплавленный слой занимает ведущее место. Прежде чем рассказать об этой модели, приведем обзор моделей реакций в газовой и конденсированной фазах.

При исследовании горения ПХА как монотоплива экспериментально обнаружено существование нижнего допустимого предела горения по давлению (около 2 МПа), причем скорость горения одиночных кристаллов или высокоплотных дисков ПХА составляет 2-г-З мм-с"1. На величину этого порогового давления оказывают влияние добавки и начальная температура. В работе [75] методом сканирующей электронной микроскопии установлено, что при горении на поверхности кристаллов ПХА существует расплавленный слой. Обнаружено, что толщина слоя уменьшается с повышением давления, и сделан вывод о том, что наличие расплава допускает протекание реакций между газовой и конденсированной фазами. Предложена теория [61], в которой расплавленный слой занимает ведущее место. Прежде чем рассказать об этой модели, приведем обзор моделей реакций в газовой и конденсированной фазах.

Для определения фрактальной размерности требуется использование оптической микроскопии в широком интервале изменения увеличения и разрешения. Это достигается при комбинировании световой, сканирующей электронной и трансмиссионной электронной микроскопии (в отдельных случаях также используют ионную туннельную электронную микроскопию).

Возможность организации серийного выпуска изделий из композиционных материалов предопределяется самым тщательным входным и пооперационным контролем, а гарантия работоспособности изделия может быть дана лишь на основании контроля качества готовой продукции. Сравнительная дороговизна некоторых композиционных материалов, особенно на основе углеродных, борных и арамидиых волокон, вызывает необходимость разработки и внедрения новых методов неразрушающего контроля всех выпускаемых изделий. Важность использования для композитов метода конечных элементов оказывается бесспорной. В этой связи особое значение приобретает проблема стандартизации методов контроля и оценок по всем операциям технологического процесса. Для ие-разрушающего контроля композиционных материалов и изделий из них все шире используются методы сканирующей электронной микроскопии, «жидкокристаллического тепловидения», рентгенографии, лазерной техники и т. п.

циальной сканирующей калориметрии при исследовании процессов рекристаллизации (параметр ДЯ/Д? для современных калориметров составляет около 0,04 мДж/с).

можно определить с использованием методов дифференциального термического анализа (ДТА) или дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК). Ее оценивают по температуре эндотермической реакции .при нагреве сплава1.

Развитие процесса кристаллизации, как показало более позднее исследование [11], зависит от содержания металлоидов. Это видно из данных, полученных методом дифференциальной сканирующей калориметрии и показанных на рис. 4.17. В области концентраций металлоида <25% (ат.) обнаруживается расщепление экзотермического пика. При этом низкотемпературный макси-

Рис. 2.23. Кривые дифференциальной сканирующей калориметрии сппава TiNi,_xCux

На рис. 2.23 показаны кривые, полученные методом дифференциальной сканирующей калориметрии. На кривых обнаруживаются пики выделения тепла q при охлаждении и пики поглощения тепла при Нагреве (стрелками обозначены температуры -Ms) • На рис. 2.24 показано изменение MS и AS при замещении медью, определенное по кривым электросопротивления и дифференциальной сканирующей калориметрии. Из кривой (а) видно, что Ms существенно не изменяется при замещении медью. Тем не менее Ms несколько понижается до концентрации меди 10% (х=0,2), а затем при увеличении концентрации меди возрастает. Разность температур превращения (As - Mf) при замещении медью [18] понижается.

Сплавы Ti—Ni—С изготавливались двумя способами. 8 первом случае предварительно выплавлялась лигатура Ni — (0,6s-3,0)% (ат.) С с использованием электродного графита и электролитического никеля. С помощью этой лигатуры, губчатого титана и электролитического никеля, взятых в заданной пропорции, в дуговой печи в атмосфере аргона выплавлялись лепешки из сплава Ti—Ni—С. Сплавы гомогенизировались при 1000 °С в течение 4 ч, затем выразали образцы для дифференциальной сканирующей калориметрии, для исследования структуры с помощью светового микроскопа и для микрорентгеноспектрального анализа. Исследования проводились после отжига при 800 °С в течение 2 часов и после закалки в воде.

Ms определялась с помощью низкотемпературной дифференциальной сканирующей калориметрии. Калориметрические измерения проводили в интервале —153~277°С, скорость нагрева или охлаждения составляла 10°С/мин. Для измерений использовались образцы размерами 3X3X2 мм и сечением 3X2 мм. Точку Ms определяли как точку пересечения линии максимального наклона нарастающей ветви пика выделения тепла при понижении 7" и базовой пинии. Для испытаний на растяжение использовались проволочные образцы 1X50 мм (рабочая длина 30 мм), испытания проводились на машине типа "Инстрон" при 19°С и 145 °С, скорость деформации составляла 0,02 мм"'.

рительно определить соотношение между 7" превращения высокочистых сплавов Ti—Ni и концентрацией никеля. С этой целью сплавы Ti—Ni пяти составов [концентрация Ni *Ni = 48,62; 49,41; 49,81; 50,35; 50,74% (ат.) ] отжигались в интервале 400—860 °С в течение 2 ч и закаливались в воде. Температуру Ms определяли с помощью дифференциальной сканирующей калориметрии. В образцах с концентрацией никеля *Ni < 49,81 % (ат.) независимо от Г закалки Ms является постоянной. В образцах с концентрацией никеля 50,35 и 50,74% (ат.) при повышении Г закалки Ms понижается. При TQ > 650 °С Ms становится почти постоянной. При закалке образцов с концентрацией никеля 50,35 и 50,74 % (ат.) от 400 °С и 500 °С на кривых дифференциальной сканирующей калориметрии, полученных при охлаждении, возникают два пика выделения тепла. Пик вблизи 40 °С обусловлен промежуточной фазой, превращение в сплавах после указанной термообработки становится двухступенчатым. На рис. 2.27 сплошной линией показана Ms, при которой образуется низкотемпературная мартенситная фаза в сплавах, закаленных от 650 °С. На основе этих данных можно предположить, что растворимость титана в фазе Ti—Ni составляет 49,6%.

Микроструктура и результаты рентген о-спектрального микроанализа. Микроструктура сплавов Ti—Ni—С дуговой выплавки показана на рис. 2.33. Образцы А и В отжигались при 750 °С 2 ч и закаливались в воде. Результаты определения концентрации элементов химическим анализом и Ms с помощью дифференциальной сканирующей калориметрии приведены в табл. 2.1. Как указано в таблице, в образцах А наблюдаются матричные, дендритные и круглые выделения, в образцах В — матричные, дендритные и пластинчатые выделения. В таблице приведены также результаты определения концентрации с помощью микрорентгеноспектрального анализа.

Метод измерения. Температура превращения определялась путем измерения электросопротивления на образцах, состаренных в стесненном состоянии. У некоторых образцов с помощью фотометрического метода исследовалось изменение их внешней формы. Независимо от того, было ли осуществлено зане-воливание или нет, значительной разницы температур превращения после старения не было обнаружено. Поэтому для исследования влияния условий старения на Г превращения из одних и тех же материалов изготавливались образцы размерами 3X3X3 мм для дифференциальной сканирующей калориметрии.

На рис. 2.38 приведены данные, характеризующие влияние Т старения на Т фазового превращения сплавов Ti — 51 % (ат.) Ni. Время выдержки при каждой Т составляло 1 ч, Г превращения определялась методом дифференциальной сканирующей калориметрии. Из приведенных на рисунке данных видно, что в интервале от 300 °С до 500 °С промежуточное превращение (точки M'S и A'f) происходит как двухступенчатое. В результате старения при 300 °С и 400 °С температура начала мартен-ситного превращения Ms понижается. С этим же связано и влияние продолжительности старения на характеристики последующего превращения.