Дибориды

Обработка данных рентгенофазового анализа показала, что на ранних стадиях обжига (1450—1500 °С), в интервале температур, при которых наплавляемые покрытия обладают максимумом жаростойкости, в качестве первичных продуктов реакции получаются силициды ниобия и молибдена, диборид ниобия, двойной борид ниобия и хрома и другие. [c.151]

Образцы В4С из исходных порошков готовили горячим прессованием в среде аргона при температуре 2270 К в течение 900 с под давлением 1800 МПа. Образцы из диборида титана приготовлены горячим прессованием при температуре 2600 К в течение 300 с под давлением 1200 МПа. [c.56]

До сих пор речь шла о требованиях, которым должна удовлетворять поверхность раздела для эффективной передачи нагрузки между матрицей и волокнами. Еще одно важное требование заключается в том, что появление поверхности раздела не должно уменьшать вклад волокон в общую прочность композита. Последнее требование, вообще говоря, предусматривает неизменность собственной прочности волокон при образовании композита, хотя и допускает изменение прочности извлеченных волокон. Это кажущееся противоречие может быть разрешено, если рассмотреть различие между поведением волокон и матрицы, взаимодействующих в композите, и их индивидуальным поведением. Например, титан и бор, как показано выше, образуют истинный композит, если реакция между ними не достигает критического уровня развития. Однако извлеченные волокна бора явно разупрочнены, так как берега трещин в образовавшемся при реакции покрытии из ди-борида титана больше не поддерживаются матрицей. В то же время собственная прочность сердцевины волокна, состоящей из бора, очевидно, не меняется. Хороший пример этого рассмотрен в гл. 4, где показано, что в полностью разупрочненных композитах алюминий — бор каждое волокно бора окружено толстым слоем диборида алюминия. Прочность извлеченных волокон меньше, чем в композите однако после стравливания слоя диборида алюминия с извлеченных волокон бора их прочность примерно удваивается, практически достигая первоначального значения. [c.26]

Рис. 15. Температурная зависимость константы скорости роста диборида k в композитах [20].

Толщина слоя диборида, образовавшегося за 100 ч, изменяется примерно от 3 мкм для чистого титана до 0,3 мкм для сплава Ti-30V, и на графике зависимости толщины от корня из времени не наблюдается отклонений от линейности. Для сравнения с ранее полученными данными были проведены повторные измерения скорости реакции в материале нелегированный титан — бор. Константа скорости 5,2 10 см/с /а, полученная в работе [20], хорошо [c.111]

Механизм диффузионного роста диборида [c.115]

Легирующие элементы, которые образуют стабильные дибориды, распределяются между матрицей и диборидом, а в случае образования очень стабильных диборидов, например, циркония и [c.115]

Термическая обработка с целью изменения толщины продукта реакции основывалась на данных по кинетике реакции, рассмотренных в гл. 3. Механические испытания проводили в основном на образцах, отожженных при 1144 К, однако для проверки применимости этих данных к образцам, термически обработанным при более низких температурах, некоторые из них отжигали при температурах 811, 894 и 1033 К- Толщину слоя диборида определяли, как правило, расчетным путем, поскольку ранее было показано, что расчетные данные хорощо согласуются с экспериментальными. [c.157]

Боридный термокатод — катод на основе металлоподобных соединений типа МеВе, где iMe — щелочноземельный, редкоземельный металлы или торий. В качестве термокатода наиболее широко применяется гекса-борид лантана, реже — гексабориды иттрия и гадолиния и диборид хрома. Покрытие оксидного слоя тонкой пленкой осмия понижает работу выхода катода и увеличивает его эмиссионную способность. Термоэмиссионные катоды из гексаборида лантана работают при температуре 1650 К и обеспечивают получение плотности тока ТЭ до 50 А/см . Высокая механическая прочность и устойчивость таких катодов к ионной бомбардировке позволяет использовать их в режиме термополевой эмиссии (при напряженности внешнего электрического поля 10° В/см значительная часть эмиссионного тока обусловлена туннелированием электронов сквозь барьер). В этом режиме катод из гексаборида лантана при температуре 1400—1500 К может эмитировать ток с плотностью до 1000 A/ м . Катоды из гексаборида лантана не отравляются на воздухе и устойчиво работают в относительно плохом вакууме. Срок их службы не зависит от давления остаточных газов в приборе до давлений порядка 10 Па. Эти катоды используются в ускорителях и различных вакуумных устройствах. [c.571]

Бориды. Эти соединения обладают металлическими свойствами Имеют высокую электропроводность, износостойкость, твердость, стойки к окислению. Диборид циркония (ZrB2) используют для изготовления термопар, работающих при температуре выше 2000 °С s агрессивных средах, труб, емкостей, тиглей. Покрытия из боридов повышают твердость, химическую стойкость и износостойкость изделий. [c.138]

Изучение микроструктуры полученных покрытий показало, что слои диборида и дисилицида ниобия разграничены ц соотае - [c.44]

Инденторы испытывали при определении твердости горячепрессованных образцов карбида вольфрама. Плоскости образцов перед нанесением отпечатков подготавливали таким же образом,как и для металлографических исследований. Процесс испытания осуществляли ступенями через 100—200 К при неизменном времени приложения нагрузки в 10 Н к образцу в течение 60 с. При температурах от 290 до 1100 К в качестве материала индентора применялся алмаз, а при температурах от 1300 до 2170 К — карбид бора и диборид титана. [c.57]

Вершина индентора из диборида титана сплющилась при температуре 1770 К вследствие падения твердости TiBj при этой температуре. [c.57]

Снайд [35] изучал совместимость изготовленных им волокон диборида титана с титаном. Совместимость в данной системе оказалась существенно выше, чем в системе титан —бор, однако в дальнейшем это направление не развивалось под действием ряда факторов. Главный из них — низкая прочность и высокая плотность волокон диборида титана. Поэтому основное внимание стали уделять второму и третьему из перечисленных выше направлений. Разработка покрытий, особенно для высокотемпературных применений, связана с трудностями, поскольку при наличии покрытия вместо одной поверхности раздела появляются две. Однако удачный выбор покрытия, совместимого с упрочнителем, позволяет свести проблему совместимости матрицы с волокном к совместимости матрицы с покрытием. С этой точки зрения волокна бора с покрытием из карбида кремния (торговое наименование борсик ) должны взаимодействовать с титаном так же, как карбид кремния. Значит, поверхность раздела должна удовлетворять тем же гЬизико-химическим требованиям, и в дальнейшем обсуждение может быть ограничено характеристиками композитных систем либо типа матрица — покрытие, либо типа матрица — волокно. В табл. 1 есть примеры системы, в которой волокно защищено покрытием (алюминий — бор, покрытый нитридом бора), и системы, в которой, как полагают, покрытие взаимодействует с матрицей так же, как волокно (система алюминий — карбид кремния, характеризующая поведение системы алюминий — бор, покрытый карбидом кремния). [c.28]

Стабильность поверхности раздела является основным физикохимическим требованием, выполнение которого обеспечивает высокую эксплуатационную надежность композита. Выполнение этого требования зависит, в свою очередь, от условий нагружения. Установлено, например, что прочность при продольном нагружении композитов Ti70A — В может быть полностью реализована лишь при толщине реакционной зоны (диборида титана) менее [c.30]

В этом особом случае химическое взаимодействие может быть представлено в виде двух последовательных реакций, которые иногда практически неразличимы. Руди [36] широко использовал термин обменная реакция для описания процесса установления равновесия между двумя фазами в системе с тремя и более составляющими. Хорошим примером обменно-реакционной связи служит связь титано-алюминиевой матрицы с борным волокном. Вслед за реакцией образования диборида, содержащего титан и алюминий, происходит обмен между атомами титана матрицы и атомами алюминия диборида. На рис. 1 показаны полученные Блэкберном и др. [6] результаты микрорентгеноспектрального анализа состава слоев в зоне взаимодействия сплава Ti-SAl-lMo-lV с бором. В результате оттеснения алюминия растущим диборидам концентрация А1 в сплаве повышается с 8 до 14%. Согласно Кляйну и др. [20], оттеснение алюминия при обменной реакции приводит к уменьшению константы скорости реакции между бором и сплавом с 10% А1 при 1033 К от 5,2-10- до 3,4-10-7 см/с /. [c.84]

Этот тип связи встречается в системах псевдопервого класса при нарушении стабильности и переходе системы во второй или в третий класс. На рис. 2 видна окисная пленка на поверхности раздела в композите алюминий — бор, в котором с образованием диборида алюминия началось разрушение поверхности раздела. Эти представления о смешанных связях дополняет фотоснимок, полученный в сканирующем электронном микроскопе (рис. 3). [c.87]

Основные исследования реакции борных волокон с титаном и его сплавами выполнены в работах [6, 20, 38, 40, 42]. При изучении реакции бора со сплавом Ti-8Al-lMo-lV Блэкберн и др. [6] обнаружили, что практически единственным продуктом реакции является диборид титана TiB2. Данные о скорости реакции были получены из измерения толщины слоя этого соединения. Исследование было выполнено в интервале температур 923—1273 К с выдержкой вплоть до 200 ч. Толщина слоя диборида изменялась приблизительно от 1 до 9 мкм. В табл. 2 приведены для сравнения результаты данного исследования и других работ. Как видно, скорость реакции взаимодействия со сплавами меньше, чем с чистым титаном. [c.107]

Наиболее подробное исследование реакции бора с титаном технической чистоты было выполнено Кляйном и др. [20]. На рис. 13 и 14 приведены графики зависимости полной толщины слоя диборида от корня квадратного из скорректированного времени, вычисленного по описанному выше способу. Для этой системы параболический закон роста слоя выполняется в широком интервале толщин. Из наклона графика была определена константа скорости реакции. [c.109]

Зависимость константы скорости k от температуры в координатах Igfe —обратная величина абсолютной температуры показана на рис. 15. В интервале температур 1033—1311 К эта зависимость линейна она подчиняется уравнению Аррениуса k = = Лехр(—QIRT), где А и Q — постоянные величины. Кажущаяся энергия активации Q равна 113 кДж/моль (истинная энергия активации 226 кДж/моль). При пониженных температурах экспериментальная величина k оказывается меньше, чем следует из уравнения Аррениуса. Можно предположить, что это указывает на некоторое изменение граничных условий, которое сопровождается отклонениями от параболического закона роста. Этот эффект обсуждается в разделе, посвященном механизму роста слоя диборида. [c.109]

Механизм диффузионного роста диборида уже обсуждался в разделе о кинетике реакции. Основываясь на появлении пористости в центре волокон, Блэкбёрн и др. [6] впервые указали на возможность диффузии бора из волокна. Как было обнаружено Кляйном и др. [20], эта пористость увеличивается приблизительно пропорционально корню квадратному из времени взаимодействия, а значит, определяется скоростью диффузии. [c.115]

Иглообразные выделения фазы на наружной поверхности диборида были идентифицированы как моноборид титана [6], что было подтверждено и в последующих работах. Количество моноборида титана увеличивается, видимо, с повышением температуры и продолжительности отжига. [c.115]

Ранее уже упоминался один из эффектов влияния легирующих элементов матрицы на взаимодействие с волокном. Он связан с оттеснением алюминия фронтом растущего диборида титана в матрице из сплава Ti-8Al-lMo-lV (рис. 1). Для проведения полного термодинамического анализа этого эффекта имеющихся данных недостаточно, однако из общих соображений можно предположить, что только дибориды циркония и гафния немного стабильнее ИВг- Дибориды элементов пятой группы периодической системы, видимо, менее стабильны, а дибориды элементов шестой группы еще менее стабильны. Действительно, энтальпия образования для диборидов элементов четвертой группы составляет 293—335 кДж/моль и уменьшается до 84—126 кДж/моль для элементов шестой группы —хрома и молибдена. Диборид алюминия также, по-видимому, значительно менее стабилен, чем диборид титана. Исходя из соображений, рассмотренных в работе Руди [36], можно заключить, что элементы, образующие нестабильные дибориды, будут вытесняться из диборидной фазы. Примером могут служить алюминий и молибден. На рис. 17 показана микроструктура диффузионной зоны в материале Ti-ЗОМо — В после выдержки при 1033 К в течение 100 ч. Объясняя строение зоны взаимодействия, Кляйн и сотр. [20] показали, что вытеснение молибдена из диборида титана приводит к появлению зоны В на внешней поверхности диборида титана (Л). При подсчете константы скорости реакции в работе [20] была использована общая толщина зоны взаимодействия, куда были включены слои А и В. [c.115]

Изменения нестехиометричности диборида с температурой были использованы выше для объяснения уменьшения скорости реакции при 811 и 923 К. Можно ожидать, что легирование даст подобный же эффект. Повторный анализ [20] данных Руди [36] о составе диборидов показал, что дибориды титана, молибдена и гафния имеют недостаток бора по сравнению со стехиометриче-ским составом, тогда как область гомогенности диборидов ванадия, ниобия и тантала симметрична относительно стехиометриче-ского состава. Ограниченные данные о составе диборида циркония не дают возможности установить степень его нестехиометричности. Все указанные дибориды изоморфны, и поэтому легирование диборида с недостатком бора, например диборида титана, одним из диборидов с избытком бора будет сопровождаться уменьшением количества вакантных позиций бора вплоть до очень малых величин при переходе состава через стехиометрический. Можно предположить, что этим эффектом объясняется минимальное значение скорости реакции при содержании в матрице —30% V (рис. 16). В продукте реакции стехиометрического состава остаточные вакансии являются термическими, и поэтому уравнение, приведенное выше, в этом случае неприменимо. В рассмотренном анализе предполагалось дополнительно, что изменение состава диборида по мере приближения к стехиометрии происходит только путем уменьшения числа вакансий в позициях бора. [c.117]

При разработке совместимых с бором матриц должны быть учтены также следующие соображения. -Сплав должен быть стабильным, легко прокатываться в фольгу ужной для изготовления композита толщины (при использовании диффузионной сварки в твердой фазе), должен иметь изкую плотность и высокую прочность в условиях службы, а также обладать хорошей обрабатываемостью, необходимой для промышленного производства композита. Кляйн и др. [20] отметили, что легирование титановых сплавов теми элементами, которые снижают скорость реакции с борным волокном, вызывает переход титанового сплава в р-мо-дификацию, которая предпочтительна и при прокатке фольги. Максимальное содержание алюминия в р-сплаве ограничивается образованием а-фазы или фазы T13AI. На основе диаграммы состояния тройной системы Ti—V—А1 [10] за вероятный предел растворимости принято содержание алюминия 2,6%. Молибден, как и алюминий, оттесняется растущим диборидом. Влияние этого элемента было изучено более тодроб-но. В указанной выше работе [i20] отмечается, что при высоком содержании молибдена в дибо-ридной фазе образуется двуслойная структура (рис. 17). Для выяснения влияния содержания молибдена был исследован ряд р-сплавов. Полученные в этой работе константы скорости реакции k при 1033 К приведены в табл. 6. Чтобы определить вклад молибдена в k, была использована величина удельной скорости ре- [c.133]

Однако образование неограниченных твердых растворов может произойти только при высоких температурах, поскольку М0В2 неустойчив ниже 1793 К. Следовательно, можно ожидать, что коли-чест во молибдена, которое растворяется в решетке диборида титана, будет уменьшаться с понижением температуры. При il033 К растворимость молибдена в TiB2, по-видимому, очень мала и по- [c.134]

Роль элементов, входящих в диборидную фазу, уже обсуждалась в разд. Б. Как отмечалось, влияние состава сплавов Ti—V на константу скорости реакции, показанное на рис. 16, может быть связано с изменением стехиометрического состава диборида при легировании. Согласно оценкам, нестехиометрический диборид титана с избытком бора переходит в стехиометрический при содержании, 20 ат.% ванадия, что приблизительно совпадает с минимумом на рис. 16. Исходя из этого, Кляйн и др. [20] и Шмитц и др. [40] разработали сплавы, в которых скорость роста диборида регулируется обоими механизмами. Один из таких сплавов включен в табл. 6 константа скорости взаимодействия бора с этим сплавом равна 0,2-10 см/с , что составляет 4% константы скорости реакции с нелегиро ванным титаном. Это означает, что время, необходимое для образования определенного количества продукта реакции в случае реакции бора с разработанным сплавом, в 625 раз больше, чем с нелегированным титаном. [c.135]

В отличие от гладкой поверхности раздела образца, отожженного в течение 0,5 ч, поверхность образца, отожженного перед испытанием в течение 150 ч, сильно изрыта и нерегулярна из-за взаимодействия волокна с матр Ицей (рис. 6). Диборид алюминия, образующийся на стороне поверхности раздела, обращенной к борному волокну, остается на волокнах, а AIB2, образующийся на стороне, обращенной к алюминию, частично разрушается и вклинивается в матрицу. Продукт взаимодействия на волокнах у поверхности раздела имеет грубую гранулярную структуру, наследуя очень нерегулярную поверхность волокна. В результате этого возникает много дефектов поверхности, которые, возможно, являются концентраторами напряжений и, конечно, могут способствовать уменьшению прочности при растяжении волокон и композита в целом. Один из таких дефектов указан на ри с. 6 стрелкой. [c.150]

Характеристики композита Ti40A — 25%В после отжига различной продолжительности при 1144 К представлены в табл. 3. Волокна бора заметно упрочняют композит (предел текучести матрицы 37 кГ/мм2). Испытывали по три образца композита в одинаковых условиях, и разброс результатов был крайне мал. Для каждого значения продолжительности отжига приведены как абсолютные величины прочности при растяжении (в единицах кГ/мм ), так и относительные величины (отнесенные к прочности композита So, не подвергавшегося термической обработке). Прочность достигает первого, более низкого плато после отжига при 1144 К в течение 0,5 ч, а деформация разрушения волокон становится постоянной при меньшей продолжительности отжига. Для слоев диборида титана толщиной 0,7 мкм и более среднее значение нижнего предела деформации разрушения составляет 2,5X ХЮ- . Это значение и предсказывал Меткалф на основе характеристик диборида титана [18] (табл. 1). [c.157]

Характеристики композитов, подвергнутых отжигу большей продолжительности и при более низких температурах, а также композитов с более прочной матрицей Ti75A (предел текучести при комнатной температуре 56 кГ/мм ) приведены на рис. 11. Прочность композита отнесена к прочности неотожженных образцов и представлена в зависимости от толщины слоя диборида титана, рассчитанной на основе кинетических данных, приведенных в гл. 3. Точки на рис. И получены усреднением результатов до четырех измерений (в основном двух-трех). Хотя температура и продолжительность отжига образцов изменялись в широ ких пределах, различие в поведении образцов не наблюдается. [c.159]

Меткалф [18] предложил теорию, согласно которой переход от разрушения, определяемого разрывом волокон, к разрушению, контролируемому нарушением стабильности поверхности раздела, должен начинаться при толщине слоя диборида 0,1 мкм в соответствии с уравнением (9) для первого критического значения толщины. Переход должен завершиться при втором критическом значении толщины, составляющем, согласно уравнению (11), [c.161]

Это отношение не зависит от значения постоянной В и от величины радиуса вершины трещины, что позволяет исключить две неопределенные величины, привлекаемые теорией. Для типичных значений свойств материалов отношение равно 5, что согласуется с величинами 0,1 и 0,5 мкм на рис. 3. Это отношение должно оставаться постоянным и при других значениях первой критической толщины, однако для матриц Ti40A и Ti75A были получены значения соответственно 2 и 1,7. С точки зрения Меткалфа [18], предположение о неразвивающейся трещине было наиболее серьезным источником ошибки, особенно по достижении второй критической толщины 0,5 м м, когда из-за диссипации упругой энергии трещина, зародившаяся в дибориде, распространяется, по всей вероятности, через волокно . С учетом этого замечания отношение второй и первой критических толщин должно быть меньше. [c.161]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...