Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Контактное плавление при жидкофазном спекании 7
1.1. Явление контактного плавления 7
1.2. Жидкофазное спекание систем с карбидом титана 18
1.3. Контактное плавление при жидкофазном спекании 25
1.4. Выводы, постановка цели и задач исследования 29
ГЛАВА 2. Материалы и методы исследований 32
2.1. Характеристика материалов и систем, выбранных для исследования 32
2.2. Оборудование и методика проведения исследований 44
2.3. Статистический анализ результатов и оценка погрешности экспериментов 54
ГЛАВА 3. Изучение закономерностей контактного плавления 56
3.1. Методы аналитической геометрии при определении параметров контактно-реактивной пайки 56
3.2. Контактно-реактивная пайка стали 40Х с никелем 63
3.3. Контактное плавление в системах бор-кремний и железо-никель...67
3.4. Контактно-реактивная пайка композиционных материалов на основе никеля со сталью 70
3.5 Контактное плавление в дисперсных системах в соответствии с метастабильной диаграммой состояния 76
3.6. Выводы 86
ГЛАВА 4. Моделирование процесса жидкофазного спекания контактным плавлением 87
4.1.Выбор состава связки композиционного материала на основе нихрома с карбидом титана 88
4.2. О режиме жидкофазного спекания композиционных материалов с карбидом титана 100
4.3. Жидкофазное спекание в системе карбид титана-никель-титан в соответствии с метастабильной диаграммой состояния 102
4.4. Жидкофазное спекание материалов системы никель-титан-углерод согласно метастабильной диаграмме состояния 107
4.5.Выводы
ГЛАВА 5. Практическое использование результатов 112
5.1. Технология получения экспериментальных образцов композиционных материалов 112
5.2. Технологическая инструкция изготовления деталей с использованием композиционных материалов 116
5.3. Промышленная реализация результатов исследований 118
Общие выводы и заключение 119
Литература 121
Приложение 139
- Жидкофазное спекание систем с карбидом титана
- Статистический анализ результатов и оценка погрешности экспериментов
- Контактно-реактивная пайка композиционных материалов на основе никеля со сталью
- Жидкофазное спекание в системе карбид титана-никель-титан в соответствии с метастабильной диаграммой состояния
Введение к работе
Моделирование неотделимо от развития науки и глубоко проникает в теоретическое мышление. Развитие любой науки в целом можно трактовать - в весьма общем, но вполне разумном смысле, — как «теоретическое моделирование». Важная познавательная функция моделирования состоит в том, чтобы служить источником новых теорий. В процессе моделирования нередко возникают новые идеи и формы эксперимента, происходит открытие ранее неизвестных фактов.
При жидкофазном спекании композиционных материалов (КМ) жидкость может появиться за счет контактного плавления (КП) разнородных частиц, входящих в состав исходной смеси порошков. При этом очень часто говорится о жидкофазном спекании как о контактном плавлении. В этом случае под словом «как» подразумевается лишь одно - возможность появления жидкости за счет КП. При этом не делается даже попыток перенести закономерности КП на процесс жидкофазного спекания. Устранению этого недостатка и посвящена настоящая работа.
Потребность в производстве новых КМ постоянно возрастает. Получить КМ с высокими эксплутационными свойствами можно при образовании жидкой фазы в порошковой заготовке. Образование жидкой фазы на ранних стадиях процесса получения КМ определяет во многом, а зачастую и в основном, структуру, характер взаимодействия компонентов, их механическую и химическую совместимость. Последнее, в свою очередь, влияет на качество и эксплутационные свойства КМ. Проблему создания КМ с металлической матрицей невозможно решить без понимания физики межфазного взаимодействия на границах раздела компонентов композиции, одним из проявлений которого является КП.
Необходимо отметить, что практическое применение КП уже давно нашло в технологиях получения неразъемных соединений (контактно-реактивная или эвтектическая пайка) [1,2], резки и сварки изделий [3,4]. С
• помощью КП получают разного рода покрытия и пасты для металлизации [5,6]. КП является единственным способом исследования диффузии в расплавах при температурах и концентрациях близких к эвтектическим, оно позволяет определить дозу облучения кристаллов и изменения в структуре компонентов [7-11]. В ряде работ, например [12], получил развитие метод "активированного спекания", заключающийся в образовании за счет явления
• КП жидкой фазы на ранней стадии спекания благодаря включению в шихту спекаемого материала специальных микродобавок.
До настоящего времени, несмотря на то, что наличие КП при спекании никем не опровергалось, теории КП и жидкофазного спекания развивались самостоятельно.
На практике при получении КМ методом жидкофазного спекания
• требуется много времени и огромное число экспериментов для отыскания оптимального состава и режима получения материала. Иначе говоря, существует проблема определения для каждого состава КМ оптимальных параметров спекания, обеспечивающих получение КМ с наиболее высокими физико-механическими свойствами. Мало получить элемент изделия из КМ с необходимыми свойствами, нужно еще и как-то прикрепить его к корпусу
• инструмента. При решении этой проблемы может быть также использовано явление КП. Настоящая работа и направлена на решение этих проблем. Недостаточно знать: будут ли компоненты, образующие шихту, обеспечивать образование жидкости за счет КП и при какой температуре. Задача заключается в том, чтобы использовать теорию КП для решения этих проблем.
Решение этой задачи определило научную новизну работы, которая состоит в том, что:
- внесен вклад в развитие научного направления в теории жидкофазного спекания КМ, отличительной чертой которого является моделирование спекания КП, что позволило дать научное обоснование метода определения • состава связки КМ в зависимости от температуры его спекания;
- впервые на примере системы никель-углерод-титан показана возможность использования явления КП в соответствии с метастабильной диаграммой состояния для получения сплавов и КМ с карбидом титана;
- методами аналитической геометрии установлена связь между составом и температурой плавления эвтектики, между соотношением объемов расплавившихся компонентов при КП и ликвидусными концентрациями.
На защиту выносятся следующие положения:
1. Метод определения состава связки КМ с карбидом титана в зависимости от температуры его спекания.
2. Экспериментальные результаты по исследованию закономерностей КП в системах кадмий-олово, висмут-кадмий, никель-сталь, железо-никель, никель-титан, КМ-сталь и жидкофазного спекания в системах с карбидом титана.
3. Метод получения сплавов системы карбид титана - никель - титан, основанный на использовании КП согласно метастабильной диаграмме состояния в системе никель-титан.
Работа выполнена на кафедре физики и математики Пятигорской государственной фармацевтической академии в соответствии с темой «Контактное плавление и жидкофазное спекание композиционных материалов на основе карбида титана» (регистрационный номер 01.960.009195), включенной в план НИР ПятГФА.
Основные результаты работы обсуждались на III Международной научно-технической (Пенза, 2005 г.), 58-ой и 59-ой межрегиональных конференциях (Пятигорск, 2003 г. и 2004 г.), семинарах по физике в ПятГФА. Основное содержание представлено в 11 опубликованных работах. Диссертация состоит из введения, 5-ти глав, приложения, изложена на 140 страницах, содержит 11 таблиц, 30 рисунков. Список литературы содержит 144 наименования.
Жидкофазное спекание систем с карбидом титана
Спекание с жидкой фазой, исчезающей в процессе нагрева, в системе А-В будет протекать следующим образом. Пусть температура плавления компонента А выше, чем у компонента В, который при нагреве расплавляется и из жидкого состоянии диффундирует в частицы компонента А с образованием однофазного твердого раствора или тугоплавкого соединения. Компонент А также может диффундировать в расплав В с образованием аналогичного тугоплавкого соединения. Пока существует расплав, спекание является жидкофазным и частицы компонента А могут стягиваться силами поверхностного натяжения, что проявляется в усадке твердого тела.
Далее нами будет показано, что образование твердого раствора или тугоплавкого соединения не исчерпывает всех случаев спекания с исчезающей жидкой фазой. Примером спекания с образованием жидкой фазы, исчезающей в процессе нагрева, может служить производство постоянных магнитов из смеси порошков железа, никеля и алюминия. К числу такого рода систем относятся бронзовые и бронзо-графитовые композиции.
Жидкофазное спекание нашло применение в технологии получения керметов. Керметы класса карбид-металл представляют самый широкий спектр КМ. Впервые такие материалы (твердые сплавы на основе карбида вольфрама) появились в 1922 г. Оживление интереса к карбиду титана произошло после второй мировой войны. Проведенные П.Шварцкопфом и Р Киффером [24] опыты по применению карбида титана в качестве основного твердого компонента для сплавов TiC-Mo2C-Ni не обратили на себя внимание из-за незначительной прочности материала. Благодаря работам М Гуменика и Н.М. Патриаха [25], классические твердые сплавы на основе карбида титана опять оказались в центре внимания.
Обычно процесс спекания КМ с карбидом титана со связкой на основе никеля состоит из двух этапов: предварительного при 700 - 800 С и окончательного при температуре не ниже появления жидкой фазы (практически 1350 - 1550 С). Конкретно температуру предварительного спекания выбирают в зависимости от целей, преследуемых этой операцией (удаление пластифицирующих веществ, выявление брака на стадии формования, придание прочности для механической обработки и т. д.). Максимальная температура окончательного спекания зависит, главным образом, от состава изготовляемого материала.
Спекание при более низких температурах потребовало бы для достижения тех же результатов более длительного времени, что невыгодно экономически. При этом возможно изменение состава спекаемого изделия (обезуглероживание или науглероживание, потеря кобальта при спекании в вакууме и т. д.). Спекание при более высоких температурах может привести за короткий промежуток времени к нежелательным явлениям - чрезмерному росту зерен и так называемому пережогу или вспучиванию. Явление пережога заключается в образовании крупных пор, вздутий, трещин в спекаемом изделии. Пережог вызывается выделением газов из изделия после уплотнения. Происхождение этих газов объясняется взаимодействием между примесями (загрязнениями), имеющимися в спекаемой заготовке, и основными компонентами сплава или атмосферой печи.
Продолжительность стадии охлаждения определяют, главным образом, с учетом возможного влияния скорости охлаждения на появление трещин в изделиях.
Спекание сплавов, содержащих карбид титана, предпочтительно проводить в вакууме. Вакуум способствует сохранению химического состава материала. В то время как, например, между азотом и ТІС возможна реакция, приводящая к образованию новых фаз, по уравнению 2ТІС + N2 2TiN + 2C .
Само по себе присутствие TiC не сказывается отрицательно на свойствах сплава, но выделение свободного углерода внутри и по границам зерен твердого раствора, например TiC-WC, может приводить к ухудшению механических свойств сплавов. Преимущества вакуумного спекания по отношению к спеканию в водороде заключаются в следующем [16]: - исключается возможность загрязнения азотом и кислородом; - улучшается качество выходных материалов; - обеспечиваются наилучшие условия для диффузионных реакций; - устраняются летучие примеси и материал предохраняется от адсорбции примесей из внешних источников; - обеспечивается наилучшая ассимиляция специальных присадок. Большие потери металла происходят от коррозии и износа конструкций и деталей машин. В связи с этим становится целесообразным исследование материалов на основе карбида титана, обладающих повышенной износостойкостью. Исследованию материалов и систем с карбидом титана посвящены работы [16, 26-37].
Материалы с карбидом титана относятся к КМ с повышенной износостойкостью. Среди них эвтектические КМ более прочны, что обусловлено, прежде всего, их структурой. Структура эвтектических КМ, создаваемая естественным путем, а не в результате искусственного введения армирующей фазы в матрицу, обладает высокой прочностью, термической стабильностью до температур, близких к температуре плавления эвтектики, и лишена многих недостатков, связанных с химической совместимостью между матрицей и упрочняющей фазой искусственных КМ. Из эвтектических КМ изделия можно получать за одну операцию, исключая трудоемкие процессы изготовления армирующих волокон, введение и ориентацию их в матрице. Выбор эвтектических КМ заключается в подборе упрочняющей фазы, ориентированные кристаллы которой образуются в процессе направленной кристаллизации. Упрочняющая фаза должна удовлетворять заданной плотности, температуре плавления, износостойкости и так далее. Затем устанавливаются эвтектики, обеспечивающие физико-механические свойства КМ в целом. К недостаткам эвтектических КМ относятся повышенные требования к чистоте исходных материалов, зависимость свойств от скорости процесса направленной кристаллизации и ограниченная возможность изменения содержания армирующей фазы.
Статистический анализ результатов и оценка погрешности экспериментов
Погрешность в определении коэффициента усадки составляла 1 %. Измерения проводили не менее, чем для 5 образцов каждого состава. Металлографический анализ выполнен на МРІМ-10. Образцы предварительно шлифовали с применением алмазных паст. Отполированные поверхности образцов травили концентрированной азотной кислотой. Фотографии были сделаны с помощью фотоаппарата "Sony DSC-P71". Средний размер карбидного зерна, среднее расстояние между карбидными зернами и размеры остаточных пор определяли методом случайных секущих с помощью специальной приставки к МИМ-10, позволяющей получать точность в измерении 2-3 %. Образцы полученных сплавов испытывали по стандартным методикам. Твердость HRC определяли с помощью ТР-5006, при этом твердость каждого образца находили в пяти точках, и усреднялись данные для трех образцов. Предел прочности при поперечном изгибе определяли по ГОСТ 20019-74 с изгибом по трехточечной схеме. Размеры образцов в этом случае составляли 3x5x55 мм. Расчет напряжений вели по формуле где Р - приложенная нагрузка, L - расстояние между опорами (55 мм), Ъ = 3 мм, h = 5 мм ширина и высота образца, соответственно. Микротвердость структурных составляющих измеряли с помощью прибора ПМТ-3 (ГОСТ 9450-76) по 10 замерам на 5 однотипных участках, чтобы избежать влияния случайных факторов. Предварительно образцы полировались с применением алмазных паст. Поверхность образцов обезжиривалась спиртом. После проведения серии измерений микротвердости одинаковых фаз при различных нагрузках на инденторе выяснилось, что размер отпечатков от индентора в связке зависит нелинейно от прилагаемой нагрузки, как следствие, значения микротвердости зависят от нагрузки на инденторе. Таким образом, имеющаяся методика измерения микротвердости не позволяет определить абсолютные значения микротвердости отдельных фаз. Однако, учитывая, что числа микротвердости, измеренные при одинаковой нагрузке на нескольких образцах одинакового состава, полученных при одинаковых режимах, имеют незначительный разброс, можно утверждать, что метод применим для определения относительного изменения микротвердости фазовых составляющих. Поэтому измерение микротвердости проводилось на всех образцах при одинаковой нагрузке (0,098 Н) и служило для определения относительного изменения микротвердости структурных составляющих в зависимости от состава и параметров технологического процесса.
Для определения распределения концентраций компонентов в диффузионной зоне использовали локальный рентгеноспектральный анализ. Локальность этого метода анализа составляет несколько микрон и намного превосходит локальность других известных методов. Для практического осуществления анализа в современных установках для рентгеноспектрального микроанализа предусмотрены два приспособления: 1. Устройство, дающее возможность линейного перемещения исследуемого образца под электронным зондом, позволяющее осуществить запись линейных распределений концентраций; 2. Устройство, позволяющее осуществить растровое перемещение зонда по определенной площади поверхности образца, этот способ чаще всего называется методом сканирования.
Процесс взаимной диффузии в многофазных металлических системах сопровождается образованием и ростом интерметаллических фаз различной концентрационной протяженности. С точки зрения определения концентрационных профилей в выбранных системах эта задача является наиболее трудной для метода локального рентгеноспектрального анализа. Поэтому в многофазных системах, в качестве общего правила, рекомендуется выращивать максимально широкие диффузионные слои, возможные в заданных экспериментальных условиях. Контактные прослойки, рассматриваемые нами, состоят из эвтектик, которые обогащены на границе с твердыми фазами твердыми растворами на основе этих фаз. Использовать устройство, дающее возможность линейного перемещения исследуемого образца под электронным зондом в данном случае не представляется возможным. Это связано с тем, что зонд, попадая на зерно одной фазы, будет давать сведения о существовании определенной концентрации (С) в рассматриваемой точке. Попадая в соседнюю точку, которая принадлежит другой фазе, он будет давать сведения о существовании в этой точке иной концентрации (С4). Разность (С4 - Сі) в нашем случае (рис.1) имеет большее значение, чем разность в значениях ликвидусных концентраций (Сз - Сг). Поэтому кривая концентрационного распределения оказывается настолько ломаной и имеющей разброс значений такой большой, что не представляется возможным получить определенные сведения о распределении концентраций компонентов в контактных прослойках (рис. 12).
Для определения распределения концентраций зонд перемещали в режиме сканирования по полосе шириной в 100 мкм. Работа была выполнена на приборе JXA-5A. Диаметр зонда был равен 1 мкм. Определение концентрационного распределения велось по нескольким компонентам в зависимости от системы.
Метод локального рентгеноспектрального анализа уже был использован для нахождения распределения концентраций компонентов в контактных прослойках, например, в работе [22], где локальный рентгеноспектральный анализ был выполнен на МАР-1. Использование JXA-5A позволяет одновременно получить распределение концентраций по нескольким компонентам. Следует использовать для обработки ту кривую, на которой меньше всего проявляется фактор кристаллизации контактной прослойки.
Контактно-реактивная пайка композиционных материалов на основе никеля со сталью
Исследование КП в системе бор-кремний представляет практический интерес, так как в состав связок для КМ и в состав припоев на основе никеля входят хром, кремний, бор, марганец и др. элементы. Хром повышает жаропрочность и жаростойкость материала на основе никеля. Введение других элементов приводит к снижению температуры плавления материала, которое максимально, когда все входящие в состав элементы имеют диаграмму состояния с минимумом на кривой ликвидус. Известно, что бор образует с никелем эвтектику [115], а о системе бор-кремний сведений мало [60, 115].
Наличие КП в системе уже свидетельствует о существовании минимума на кривой ликвидус. То есть, осуществив КП, мы получаем определенную информацию о типе диаграммы состояния той или иной системы. КП впервые использовалось для уточнения диаграммы состояния системы индий-висмут в работе [7]. В работах [113, 116] методом КП показано существование минимума на кривой ликвидус диаграммы состояния системы индий-свинец. Диаграмма состояния для этой системы, предложенная в [113], отличается от той, которая приведена в [105]. На этот раз, используя КП, попытаемся уточнить диаграмму состояния системы бор-кремний. Для проведения опытов нами были взяты бор и кремний (табл. 1). Для осуществления КП частицы кремния, по размеру не превышающие 1 мм, смешивали с порошком бора. Смесь с равным содержанием компонентов в объемных процентах помещали в пресс-форму и прессовали при давлении 200 МПа. Полученный образец размером 5x5x10 мм нагревали до заданной температуры в камере вакуумной печи. Плавление такого образца всегда происходило при температуре (1415 С), соответствующей температуре плавления кремния [117]. Образование жидкости фиксировалось визуально и подтверждалось при последующем металлографическом анализе образца. Температуру поднимали до 1500 С и при этом получали сплав, образец из которого приводили в контакт с образцом из кремния, располагая сверху кремний. Поместив систему в печь, проводили ее нагрев до появления первых порций жидкости. И вновь образование жидкости происходило при температуре плавления кремния, но КП не наблюдалось, что фиксировалось визуально и подтверждалось последующим металлографическим анализом.
При КП в системах с неограниченной взаимной растворимостью компонентов наибольший интерес представляет исследование структуры прослоек после их кристаллизации, поскольку кинетика КП в системах металлов изучена достаточно хорошо, нет вопросов и по механизму КП. К числу систем, имеющих диаграмму состояния с минимумом на кривой ликвидус, относится система железо-никель.
КП в системе железо-никель осуществляли в нестационарно-диффузионном режиме в камере вакуумной печи. Для проведения опытов использовали железо марки "ч", никель поликристаллический чистотой не хуже 99,98 %. Образцы железа и никеля диаметром 2-3 мм после отжига в течение 15 минут при температуре 1445 С приводили в контакт. После появления жидкости в контакте вследствие КП образцы остывали вместе с камерой печи. Металлографический анализ прослоек, образующихся в ходе КП между железом и никелем, показал, что их структура отличается от структуры прослоек систем, имеющих диаграмму состояния эвтектического типа. Структура вдоль прослоек систем с эвтектической диаграммой состояния различна. Та часть прослойки, в которой находятся сплавы близкие по составу к эвтектике, имеет мелкодисперсную структуру. У границ с твердыми фазами структура более крупнозернистая. При этом зерна образованы различными фазами. Фаза, представленная в избытке по отношению к эвтектическому составу, как правило, имеет наиболее крупные зерна. Для таких прослоек характерно наличие дендритов со стороны, по крайней мере, одного из компонентов (рис. 4, 15).
В прослойке системы железо-никель дендритов не образуется и структура ее одинакова по всей длине. Границы зерен, образующихся в прослойке в результате кристаллизации жидкости, могут совпадать с границами зерен в никеле (рис. 19), поскольку 7"Фаза и никель имеют одинаковую гранецентрированную кубическую решетку. Иначе говоря, имеет место влияние твердой поверхности (никеля) на кристаллизацию металла шва - эпитаксия. Ранее эпитаксия при контактно-реактивной пайке наблюдалась в системах никель-марганец и кобальт-никель.
Таким образом, при изучении диаграммы состояния системы бор-кремний нами впервые использовалось явление КП. Осуществить КП в системе бор-кремний нам не удалось, что говорит о невозможности использования бора для понижения температуры плавления кремния и об отсутствии минимума на кривой ликвидус диаграммы состояния этой системы.
Изучена структура границы никель-жидкость при КП в системе железо-никель. Показана возможность ориентированной кристаллизации (эпитаксии) контактной прослойки, возникающей при КП в этой системе.
Жидкофазное спекание в системе карбид титана-никель-титан в соответствии с метастабильной диаграммой состояния
КП в системах, имеющих диаграмму состояния с промежуточным химическим соединением (рис. 3), может протекать при температурах ниже равновесных. Диаграмму состояния, соответствующую такому процессу, называют метастабильной. Остановимся на КП, протекающем согласно метастабильной диаграмме состояния, более подробно.
В работе [112] рассматривается связь линий метастабильного равновесия с возможностью образования жидкой фазы при температуре ниже температуры плавления эвтектики в системах эвтектического типа с промежуточными фазами. Для определения состава метастабильной эвтектики См (рис. 3) и температуры ее плавления Тм предлагается продолжить кривую ликвидуса и солидуса в двухфазную область. Этим методом определена температура метастабильной эвтектики для систем железо-кремний и Ві-ІПгВі, в которых появление жидкости при температурах ниже эвтектических было обнаружено ранее. В [112] по сути, была впервые построена метастабильная диаграмма состояния.
В [119, 120] впервые выполнены рентгенографические исследования фаз, возникающих при КП согласно метастабильной диаграмме состояния. Исследуется, контакт каких фаз приводит к появлению жидкости при различных скоростях нагрева образцов. Для исследования выбраны системы кадмий-сурьма и медь-сурьма. В качестве примера ниже приведны результаты по системе кадмий-сурьма. Эти результаты помогают понять механизм КП согласно метастабильной диаграмме состояния.
Исследование КП в системе кадмий-сурьма, характеризующейся наличием метастабильного равновесия, проводилось при двух различных режимах нагрева поликристаллических образцов: - образцы приводились в контакт в водородной среде при комнатной температуре. Затем включалась печь и образцы нагревались с различными скоростями до определенной температуры, при которой выдерживались от 0,5 до 5 часов; - образцы, укрепленные в держателе, нагревались до определенной температуры после чего обеспечивался их контакт.
Температуры КП при первом режиме нагрева для различных скоростей нагрева образцов различны. Температура КП, соответствующая самой малой скорости нагрева (3-5 град, в мин.), совпадает с температурой плавления стабильной эвтектики Cd + CdSb (290 С). При более высоких скоростях нагрева образцов (7-8 град./мин. и 70-80 град./мин.) температура КП совпадает с температурой плавления метастабильных эвтектик Cd + Cd3Sb2 и Cd + Cd4Sb3 (285 С и 280 С, соответственно).
Результаты рентгенографического анализа показывают, что контактная прослойка после затвердевания представляет собой двухфазную область. При скорости нагрева 3-5 град./мин. в состав прослойки входит Cd и CdSb. При скорости нагрева 7-8 град./мин. - Cd и Cd3Sb2. При скорости нагрева 70 - 80 град./мин. - Cd + Cd4Sb3. Эти результаты позволили сделать следующие выводы о механизме КП веществ с химическим взаимодействием компонентов при не очень больших скоростях нагрева образцов.
При нагреве приведенных в контакт образцов кадмия и сурьмы начинается реактивная диффузия с образованием интерметаллического соединения. При малых скоростях нагрева образуется соединение CdSb, при более высоких - метастабильные соединения Cd3Sb2 и Cd4Sb3. Продолжающаяся диффузия приводит к образованию областей эвтектического состава, которые начинают плавиться, согласно диаграмме состояния, при 290 С, 285 С и 280 С, соответственно. Взаимодействие жидкой прослойки с твердой фазой далее приводит к растворению последней в жидкости и увеличению количества жидкости.
КП образцов кадмия и сурьмы при втором режиме нагрева начинается при 242 С, что на 38 градусов ниже температуры плавления наиболее легкоплавкой эвтектики Cd + Cd4Sb3. Рентгеновский анализ прослоек, полученных при КП образцов кадмия и сурьмы при 242 С, показал, что они состоят из чистого кадмия и сурьмы. Ни стабильного соединения CdSb, ни метастабильных соединений Cd3Sb2, Cd4Sb3 в этих прослойках обнаружено не было. Контактные прослойки исследовались и на вторичное плавление, которое проводилось по двум программам: - образец вводился в заранее нагретую печь и выдерживался при этой температуре; - образец нагревался вместе с печью до 245 С, выдерживался при этой температуре, а затем температура поднималась ступенчато до начала плавления контактной прослойки. В первом случае контактная прослойка плавилась при 245 С. Это говорит о том, что она представляла собой метастабильную эвтектику кадмий+сурьма. При повторном нагреве этих же образцов по той же программе расплавить прослойку удавалось только при температуре плавления эвтектики Cd + CdSb. При нагреве образца по второй программе минимальная температура плавления прослойки составляла 290 С.
Рентгенография образцов после вторичного плавления как по первой, так и по второй программе показала, что предполагаемая метастабильная эвтектика кадмий+сурьма перешла в эвтектику Cd + CdSb. Более высокая температура вторичного плавления по второй программе объясняется тем, что в образце, содержащем эвтектику кадмий+сурьма, при нагревании успевает пройти превращение этой эвтектики в стабильную Cd + CdSb.
