界面微观组织结构（精选5篇）
界面微观组织结构 篇1
线性摩擦焊技术以其固态连接形成的高质量焊缝、无烟尘和飞溅、无需填充材料和气体保护、材料损耗少、焊缝缺陷少等优点, 已成为航空发动机材料整体叶盘制造和修复的关键技术, 在航空制造业受到了广泛的青睐。线性摩擦焊基本原理是将一件工件夹持于往复运动机构中 (称为往复运动工件) , 另一件夹持于尾座夹具中 (称为移动工件) , 焊接过程中通过一定的摩擦压力使两工件紧密接触。同时, 往复运动工件以一定的频率和振幅做线性往复运动, 使其与移动工件摩擦产热, 随着界面温度的升高, 界面摩擦产热逐渐转变为塑性金属层的变形产热, 摩擦结束后在顶锻力的作用下界面材料发生原子扩散和再结晶过程, 从而形成接头。
近几年, 国内外开展了钢、高温合金、钛合金的线性摩擦焊工艺实验与数值模拟研究工作, 并取得了一些有价值的数据[1,2,3,4,5,6,7]。特别是在TC4钛合金线性摩擦焊方面, 国内外学者对接头微观组织与织构的形成机制, 以及残余应力测试进行了研究。结果表明, 振动频率和振幅对焊接质量的影响较大, 而摩擦压力与缩短量影响较小。接头由发生了完全相变的焊合区与发生了大变形的热机械影响区所组成[8,9]。在焊态与焊后热处理态的焊合区中均观察到了undefined类型的织构[10]。此外, 残余应力、焊合区宽度及α相织构强度一般随着顶锻压力的增加而减小[11]。但是, 目前对钛合金线性摩擦焊界面金属微观组织演变过程的研究还很少。
在线性摩擦焊过程中, 界面金属经历了从母材转变为焊缝, 然后挤出形成飞边的过程。因此, 为了研究钛合金线性摩擦焊界面金属微观组织演变行为, 本工作采用首先研究飞边形成过程, 再研究接头形成过程, 然后再研究不同摩擦时间条件下摩擦界面金属微观组织的方法, 来获得TC11钛合金线性摩擦焊过程中界面金属微观组织演变规律, 旨在为提高钛合金线性摩擦焊接头可靠性提供技术基础。
1 实验材料与方法
采用的试样尺寸为60mm (L) ×11.8mm (W) ×26mm (H) 的钛合金。TC11钛合金的化学成分如表1所示。TC11钛合金的相变温度约为1009℃ , 微观组织为双态组织 (见图1) , 由等轴的α相和晶间片层状α和β相组成。待焊试样装配成如图2所示的对接接头, 线性摩擦焊实验采用200kN的线性摩擦焊设备完成。焊接之后, 垂直于往复运动平面, 并沿着焊缝纵向切割焊缝。然后, 将试样研磨、抛光、腐蚀后利用光学显微镜 (OPM) 和扫描电镜 (SEM) 进行金相观察。
在线性摩擦焊过程中, 界面金属经历了从母材转变为热机械影响区, 再转变为焊缝, 然后挤出形成飞边的过程。在一定程度上, 可以从飞边和接头的微观组织推断摩擦过程中界面金属微观组织的演变过程。因此, 采用首先研究飞边形成过程, 再研究接头形成过程, 来获得钛合金线性摩擦焊界面金属微观组织演变规律。
2 实验结果与分析
2.1 飞边微观组织特点
图3 是沿试样高度方向上飞边的截面形貌。结果表明, 飞边的厚度在挤出的过程中是不均匀的。刚开始挤出时飞边厚度增加较快, 而后趋于平稳。图4和图5为飞边的微观组织, 其与母材的组织有很大的区别。图4为飞边尖端 (最先挤出的部分, 如图3中A区域所示) 的微观组织特征, 其由α和β层片状组织所构成, 而且等轴状的初生β晶界清晰可见。飞边的微观组织特征表明, 界面金属温度已经超过了β转变温度, 而发生了α相向β相的转变。初生β晶界的存在, 说明界面金属中α相已经完全转变为β相, 由此可以推断, 界面金属是在发生完全的β相转变之后才挤出而形成飞边的。此外, 等轴状初生β晶界的存在也说明在摩擦焊过程中, 界面金属在高温、高应变条件下, 初生β相发生了动态再结晶过程。动态再结晶过程促进了塑性界面的形成, 以至可获得焊合良好的接头。飞边尖端的平均晶粒尺寸约为7.7μm, 飞边末端 (最后挤出的部分, 如图3中B区域所示) 的平均晶粒尺寸有所增大, 达到12.8μm, 如图5所示。这是由于随着摩擦时间的延长, 试样的连续摩擦和变形使界面温度升高, 初生β相的动态再结晶晶粒尺寸随之增大。
2.2 接头微观组织特点
图6表明线性摩擦焊接头由紧邻母材的热机影响区 (TMAZ) 和接头中心的焊缝组成。TMAZ是由大变形的α层片和晶间β层片组成。这种双态结构的存在表明, 热机影响区内的温度没有超过TC11的β转变温度, 而且并未发生动态再结晶过程。此外, 线性摩擦焊过程中TMAZ内的相变与材料的变形是同时进行的。而在TMAZ内的不同位置上温度是不同的, 由此影响了α相向β相的转变。在靠近母材的TMAZ (图6的A区) , 由于温度较低而仅有少量的初生α相转变为β相, 如图7 (a) 所示。与母材相比, 在线性摩擦焊过程中, 往复运动使等轴状的初生α相被扭曲、拉长。图7 (b) 给出了靠近焊缝的TMAZ微观组织 (图6的B区) 。结果表明, β相的体积分数相对增加, 这表明, 此区域内的温度接近β转变温度 (1009℃) , 初生α相部分转变为β相。由于焊缝附近的应变很大, 而使残留的初生α相发生大变形而严重拉长。以上结果表明, 在TMAZ内温度对α相向β相的转变影响很大。
焊缝微观组织 (图6的C区) 如图7 (c) 所示。初生β晶界的形态表明, 焊缝内的温度超过了β转变温度, 发生了α相向β相的完全转变, 且在焊接过程中发生了动态再结晶过程。在TMAZ内未发生动态再结晶过程, 而在焊缝内发生了动态再结晶过程, 由此可知, 线性摩擦焊过程中动态再结晶发生在完全的相变 (α相向β相的转变) 之后, 即单相β相区内。实际上, 钛合金动态再结晶一般都发生在单相β相区内, 这主要因为体心立方的β相层错能较低, 而使动态回复过程缓慢, 进而增加了动态再结晶的驱动力。在接头从高温冷却到室温的过程中, α相在初生β晶界上形核并长大。由于焊缝内的冷却速率较快, α相的快速长大使初生β晶粒内的α相片层产生了多个取向, 最终形成了由多个取向的α片层结构和晶间β相所组成的焊缝形态。
2.3 摩擦时间对线性摩擦焊界面形貌的影响
在相对小的热输入条件下线性摩擦焊界面形貌如图8所示, 可以看出, 自接头边缘向中心界面焊合越来越好。图9 (a) 为线性摩擦焊接头边缘A区形貌, 可以看出, 接头边缘摩擦试样处于分离状态, 试样摩擦表面较平。这是由于在摩擦刚开始阶段, 整个界面都处在摩擦磨损的影响下, 但由于温度较低, 摩擦表面未产生塑性金属层。随着摩擦的进行, 由于界面中心温度上升较快而首先达到塑性状态, 使界面中心金属的体积发生膨胀, 如果塑性金属不能及时铺展到整个摩擦界面, 摩擦界面边缘将发生分离, 而使边缘在摩擦末期未发生实际接触, 从而使摩擦表面保留了“摩擦磨损”的特征。此外, 由于热输入较小, 与摩擦界面中心相比, 摩擦界面边缘的散热更加容易, 而使表面金属未发生塑性变形, 从而摩擦停止后在界面边缘能够观察到“摩擦磨损”的特征。B区高倍下的形貌如图9 (b) 所示, 界面的温度相对于A区有所升高, 界面上形成塑性金属层, 摩擦表面金属发生黏结、断裂、拖拽现象, 使其变得凹凸不平, 从而形成了“黏着剪切”的特征, 但是界面上的温度还不能使表面金属原子激活, 以至此区域界面仍处于未焊合状态。C区高倍下的形貌如图9 (c) 所示, 此区域界面温度更高, 试样表面的金属原子被激活而形成金属键, 此区域接头处于焊合状态。界面上的塑性金属层变厚, 在外加应力的作用下金属发生大塑性变形, 在界面上能够看到明显流动的痕迹。微观组织由大变形的α片层和晶间β片层所组成, 说明此处温度未超过β转变温度, 只发生了α相向β相的部分转变, 而且未发生动态再结晶过程。图9 (d) 为D区高倍下的形貌, 此区域接头焊合良好, 焊缝内金属无明显流动的痕迹, 界面金属发生了初生β相的动态再结晶过程。
(a) A区; (b) B区; (c) C区; (d) D区
(a) position A; (b) position B; (c) position C; (d) position D
图10和图11给出了2mm振幅、40Hz频率、147MPa摩擦压力、无顶锻条件下摩擦时间对接头不同位置截面形貌的影响。结果表明, 随着摩擦时间的延长, 焊合区增加, 摩擦磨损区和黏着剪切区减小, 且在接头相同位置, 接头形貌从“鼓形”向“矩形”转变。这是由于在摩擦阶段界面中心温度上升较快, 如果摩擦时间较短, 界面中心的热量没有足够的时间传导到界面的其他位置, 以至界面中心产生塑性金属层并焊合, 而边缘处于未焊合状态。最终, 在界面上形成“鼓形”的接头形貌。当摩擦时间较长时, 界面中心的热量有足够的时间传导到界面其他位置, 而使整个界面上的温度趋于均匀, 塑性金属能够在整个界面上均匀铺展, 从而在整个摩擦界面上形成了一层厚度较为均匀的塑性金属层, 摩擦停止后在界面上形成“矩形”接头形貌。
3 结论
(1) 线性摩擦焊界面演变过程可依次分为摩擦磨损、黏着剪切、界面金属形成金属键连接并发生大变形、动态再结晶四个阶段。
(2) 随着摩擦时间的延长, 摩擦界面上焊合区增加, 摩擦磨损区和黏着剪切区减小。
(3) 随着界面温度的升高, 界面金属内β相所占体积分数增加, 当界面上温度超过β转变温度时, α相完全转变为β相, 初生β相晶粒发生动态再结晶过程, 且随着摩擦时间的延长, 界面动态再结晶晶粒尺寸增大。
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界面微观组织结构 篇2
钛具有良好的生物相容性,在金属与陶瓷钎焊过程中,作为活性元素,通过化学反应可以在陶瓷材料表面产生分解,形成反应层,实现金属与陶瓷的可靠连接[7]。本工作采用磁控溅射技术,高真空条件下,在Ni-Cr合金表面溅射一层Ti薄膜作为中间层,研究了Ni-Cr/Ti/多元陶瓷连接界面的微观结构与性能。
1 实验材料与方法
实验用烤瓷金属为日本SHOFUUNIMETALⅡ型Ni-Cr合金,化学成分见表1。瓷粉PA2O (遮色瓷)、A2B(体瓷)由日本松风株式会社出品,化学成分见表2。
将Ni-Cr合金采用离心铸造机铸造成30mm×25 mm×10mm的薄板,按照ISO 9693标准制成25mm ×3mm×0.5mm的试样[8]。试样表面用粒度120μm Al2O3喷砂。喷砂处理后,所有试样用丙酮超声清洗10min,去离子水冲洗5min。采用DPS-Ⅲ型超高真空对靶磁控溅射镀膜机,在清洗后的Ni-Cr合金表面溅射一层Ti,Ti中间层厚度分别为1.5,3,4.5μm和6μm。钛靶材的规格ϕ60mm×3mm,纯度为99.9%(质量分数)。溅射沉积工作气体为氩气,溅射电流0.4A,系统本底气压低于4×10-4 Pa,工作气压0.8Pa。Ni-Cr合金表面溅射Ti中间层后,在Multimat99,VACV MAT 2500型真空烤瓷炉中,进行两层遮色瓷和一层体瓷的烤瓷过程,烤瓷的工艺参数见表3[9]。烤瓷后样品的瓷层尺寸为8mm×3mm×0.5mm,形貌如图1所示。
应用JXA-840型扫描电镜、OXFORD型能谱及D/Max2500Pc型X射线衍射对样品的微观结构进行分析。三点弯曲实验是在室温下进行,在CSS-44100型电子万能实验机上进行实验,加载速率1.5mm/min,示意图如图2所示。记录瓷层断裂时的加载力Ffail,用公式τb=k×Ffail计算得到界面结合强度。式中τb是结合强度,k是与金属材料弹性模量、厚度有关的常数,Ffail是瓷层断裂时的加载力。对各组数据进行统计学处理,实验后断口进行宏观形貌分析。
2 实验结果与分析
2.1 Ni-Cr合金表面相结构
图3是Ni-Cr合金表面X射线衍射分析。由图可见,Ni-Cr合金表面物相有Ni,MoNi4,AlNi3 ,Cr2Ni3和BeNi。图4是Ni-Cr合金表面分别溅射1.5,3μm和6μm厚的Ti中间层后X射线衍射分析。由图可见,Ni-Cr合金表面溅射Ti中间层较薄时(1.5μm),检测到的物相有Ni,MoNi4,AlNi3 ,Cr2Ni3和BeNi相。当溅射Ti中间层的厚度为3μm时,Ni-Cr合金表面物相发生变化,主要有Ti,Ni,MoNi4,AlNi3 ,Cr2Ni3和BeNi相。随着溅射Ti中间层厚度的增加,Ti的衍射峰逐渐增强,Ni,MoNi4,AlNi3,Cr2Ni3和BeNi相的衍射峰变弱。Ni-Cr合金表面溅射Ti中间层后烤瓷,形成Ni-Cr/Ti/瓷界面,此时的Ni-Cr/瓷界面问题就转变成Ni-Cr/Ti/瓷界面连接问题。
2.2 Ni-Cr/Ti/瓷界面微观结构
图5是Ni-Cr/Ti/瓷界面微观组织及成分分布。由图可见,Ni-Cr/Ti,Ti/瓷界面结合致密,界面无裂纹、孔隙等缺陷,说明Ni-Cr合金与Ti中间层,Ti中间层与瓷层结合较好。溅射Ti中间层的厚度为1.5μm时,界面形成反应层较薄(图5a),高温烤瓷过程中,Ti向Ni-Cr合金侧和瓷层侧扩散,完全参与反应;Ni,Cr,Al,Si,K,Sn各元素在界面处成梯度分布(图5b)。溅射Ti中间层厚度为3μm时,界面处可见较宽的灰色区域,既界面反应层(图5c)。经能谱分析,各元素在界面处仍呈梯度分布,如图5d所示。由图可见,Ti峰在在界面处有积聚,同时向Ni-Cr合金和陶瓷两侧呈梯度分布,Ti与瓷的相互作用大于Ti与Ni-Cr合金,且界面反应相当复杂。图6是Ni-Cr/Ti/瓷界面Ni-Cr合金侧的X射线衍射分析。由图可见,界面处的物相有SnCr0.14Ox,NiCr2O4,Cr2O3,TiO2,AlTi3,Ti2Ni,AlNi3,Cr2Ni3,MoNi4,SnO2,KAlSi2O6。排除Ni-Cr合金中原有相AlNi3,Cr2Ni3,MoNi4和陶瓷原有相SnO2,立方相白榴石KAlSi2O6,界面反应产物主要有SnCr0.14Ox,NiCr2O4,Cr2O3,TiO2,AlTi3和Ti2Ni。这些物相的生成和变化说明界面处发生了复杂的化学反应。溅射Ti中间层厚度为6μm时,反应层变宽,在Ti/瓷界面,靠近瓷层侧出现一条白色薄的反应层,如图5e箭头所示,此时界面反应变得更加复杂。靠近Ni-Cr合金一侧的界面区,Ni-Cr合金中的元素Ni,Cr,Mo与Ti相互扩散;而靠近陶瓷一侧的界面区,Ti与陶瓷中的主要元素Al,Si,K,Sn相互扩散(图5f)。经能谱定点分析白色薄的反应层是氧化钛,这是由于Ti中间层过厚,并不能完全的参与反应,界面处富余的Ti在Ti/瓷界面被氧化成氧化钛。
2.3 Ni-Cr/Ti/瓷界面结合强度
金属烤瓷修复体的基本要求是烤瓷金属与烤瓷材料界面要紧密结合,否则在上下齿咬合时,修复体承受各个方向的咀嚼压力,将引起瓷崩、瓷裂、剥离或脱落,影响修复体使用寿命。因此,这就要求金属烤瓷后具有良好金/瓷界面结合强度。研究表明,在Ni-Cr合金表面溅射Ti中间层经过高温烤瓷后,Ti中间层的厚度,烤瓷温度和烤瓷时间都将影响界面结合强度,而Ti中间层厚度的影响最大。图7是Ti中间层厚度对Ni-Cr/Ti/瓷界面结合强度的影响规律。由图可见,溅射Ti中间层厚度较薄时(1.5μm),Ni-Cr/Ti/瓷界面结合强度(41.6MPa)较Ni-Cr合金直接烤瓷的Ni-Cr/瓷界面结合强度有所提高(40.2MPa)。断裂发生在瓷层或Ti/瓷界面的瓷层附近,在Ni-Cr合金表面残留有陶瓷层,断裂方式是粘附性和内聚性混合断裂,以粘附性断裂为主。因为Ti中间层太薄,元素的相互作用和化学结合较弱,界面结合强度提高不大;随着溅射Ti中间层厚度的增加,Ni-Cr/Ti/瓷界面的结合强度提高。溅射Ti中间层厚度为3μm时,Ni-Cr/Ti/瓷界面的结合强度达到最大(48.4MPa),与Ni-Cr/瓷界面的结合强度比较,结合强度提高约20.4%,断裂亦发生在瓷层或Ti/瓷界面的瓷层附近,但在Ni-Cr合金表面残留有大量的陶瓷层。此外,Ni-Cr合金表面喷砂处理后利于Ti中间层的嵌入及瓷的熔附,在界面嵌合处也残留有薄的瓷层。断裂也属于混合断裂,以内聚性断裂为主,瓷层从金属基底内聚性断裂说明除了机械嵌合作用之外,化学结合对界面结合强度起着至关重要的作用。高温烤瓷过程中,Ti积极参与反应,界面发生复杂的化学反应,形成的新物相有SnCr0.14Ox,NiCr2O4,Cr2O3,TiO2,AlTi3 和Ti2Ni,由此可见,Ti中间层的厚度影响Ni-Cr/Ti/瓷界面反应产物的种类、数量及分布,最终决定了界面结合强度。溅射Ti中间层厚度为6μm时,结合强度降低(37.7MPa),低于Ni-Cr/瓷界面的结合强度。断裂发生在Ti/瓷界面靠近瓷层一侧的白色薄的氧化钛层(图5e),Ni-Cr合金表面几乎没有瓷残留,属于粘附性断裂。由于在三点弯曲实验时,外加载荷作用下,Ti/瓷界面处的氧化钛层成为薄弱环节,断裂就发生在氧化钛层,从而削弱了Ni-Cr/Ti/瓷界面的结合强度。
金属/陶瓷界面结合是由各种键通过化学结合和物理嵌合等共同形成的,其中界面氧化物的化学结合起主要作用[10]。金属烤瓷过程中,Ti中间层并没有阻止Ni-Cr合金表面氧化,形成了Cr2O3,NiO,NiCr2O4氧化膜,Cr2O3与陶瓷中SnO2彼此反应形成新的SnCr0.14Ox复合氧化物;经热力学分析Ti优先与陶瓷中的Al2O3反应,置换出的Al与Ti反应生成AlTi3,而Ti与Ni化合生成Ti2Ni。烤瓷材料与氧化物,Ti中间层之间形成牢固的离子键和共价键结合,Ni-Cr/Ti/瓷界面反应过程可描述如下:Cr2O3+NiO→NiCr2O4;SnO2+Cr2O3→SnCr0.14Ox;Ti+Al2O3→Al+TiO2;Ti+Al →AlTi 3;Ti+Ni→Ti2Ni。Ti与Ni-Cr合金,Ti与陶瓷之间反生反应,致使界面处发生了复杂的化学反应,形成的化合物型界面对提高结合强度有利,但要控制Ti中间层的厚度,避免烤瓷过程中Ti的过多富余,形成钛氧化膜,以至对界面结合不利。
3 结论
(1)Ni-Cr/Ti/瓷界面结合致密,界面无裂纹、孔隙等缺陷。
Ni-Cr/Ti/瓷界面反应非常复杂,界面处形成的新物相有SnCr0.14Ox,NiCr2O4,Cr2O3,TiO2,AlTi3和Ti2Ni。
(2)溅射Ti中间层的厚度对界面结合强度影响较大。
烤瓷温度990℃,烤瓷时间2.5min,Ni-Cr/瓷界面结合强度达40.2MPa;在Ni-Cr合金表面溅射Ti中间层厚度为3μm时,Ni-Cr/Ti/瓷界面结合强度可达到48.4MPa。
摘要：在Ni-Cr合金表面磁控溅射一层Ti薄膜作为中间层,研究了Ni-Cr/Ti/多元陶瓷连接界面微观结构与性能。结果表明:Ni-Cr/Ti/瓷界面结合致密,无裂纹、孔隙等缺陷。Ni-Cr/Ti/瓷界面反应非常复杂,界面处形成的新物相有SnCr0.14Ox,NiCr2O4,Cr2O3,TiO2,AlTi3和Ti2Ni。Ti中间层的厚度,烤瓷温度和烤瓷时间将影响Ni-Cr/Ti/瓷界面反应产物的种类、数量及分布,最终决定了界面结合强度。烤瓷温度990℃,烤瓷时间2.5min,Ni-Cr/瓷界面结合强度达40.2MPa;在Ni-Cr合金表面溅射Ti中间层厚度为3μm时,Ni-Cr/Ti/瓷界面结合强度可达到48.4MPa。
关键词：Ni-Cr合金,Ti中间层,陶瓷,微观结构,结合强度
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界面微观组织结构 篇3
关键词：C/C复合材料,界面,梯度分布,微观结构,力学性能
C/C复合材料具有低密度、高比强度、高比模量、高热导、高比热容、低热膨胀系数、优良的抗热震性以及耐磨损性等优点, 是优秀的超高温结构材料, 可用于火箭发动机、航天飞行器的鼻锥、尾翼以及飞船的其他热保护系统[1,2,3,4,5,6]。然而C/C复合材料在有氧环境且温度为370℃时开始氧化[7], 氧化失重导致材料力学性能迅速下降[8], 从而限制了其作为高温结构材料的应用。
C/C复合材料的氧化是从炭纤维 (CF) /基体界面处开始的[9], 因此, 在CF/基体界面处引入难熔金属碳化物如TaC等, 可达到提高C/C复合材料防氧化抗烧蚀性能的目的[9,10,11]。中南大学在C/C复合材料的界面改性方面做了大量的工作[12,13,14]。前期研究发现, C/C复合材料的氧化和烧蚀主要发生在材料表层1~2mm处[15]。若将陶瓷相均匀渗透于C/C复合材料中, 在氧化和烧蚀过程中, 无法发挥材料内部陶瓷相的作用, 并会造成C/C复合材料密度大幅度升高, 不利于它在航天飞行器上的应用。基于此, 本工作通过控制陶瓷相在C/C复合材料中的分布, 使陶瓷相集中分布在C/C复合材料的烧蚀表层, 制备出梯度分布TaC界面改性C/C复合材料, 并研究了材料的微观结构、力学性能及断裂机制。
1 实验
1.1 复合材料制备
实验所采用的预制体为三维细编穿刺炭毡, 密度约为0.9g/cm3。其中增强纤维为日本东丽公司生产的T700-12K炭纤维, 在预制体中所占的体积分数约为42%。利用化学气相渗透 (Chemical Vapor Infiltration, CVI) 法在CF/基体间依次制备内层热解炭 (PyC) 、TaC、外层PyC。制备流程如图1所示。
制备内层PyC的先驱气体为丙烯 (C3H6) , 稀释气体为氩气 (Ar) , 沉积温度为900℃;内层PyC一方面可以起到保护CF的作用, 另一方面可以缓和CF与TaC陶瓷相之间的热应力。制备TaC先驱体材料为五氯化钽 (TaCl5) 和C3H6, 稀释气体为Ar, 沉积温度为800℃。制备外层PyC的先驱气体为甲烷 (CH4) , 稀释气体为氢气 (H2) , 沉积温度为1120℃。最后, 对材料进行2~3次的浸渍-炭化, 进一步增密材料, 获得梯度分布TaC界面改性C/C复合材料。
实验所用设备为自制的热壁式均温化学气相沉积炉 (见文献[14]) 。通过设计的强制对流工装, 控制反应气体在坯体中的流动方向和沉积位置, 使TaC在C/C复合材料Z轴方向呈梯度分布。
1.2 微观结构观察
采用Nova Nano SEM230场发射扫描电子显微镜观察梯度分布TaC界面改性C/C复合材料的微观结构以及弯曲性能测试后的断口形貌。
1.3 力学性能测试
利用Instron3369试验机测试材料的弯曲性能及断裂韧性。弯曲试样尺寸为50mm×5mm×3.5mm, 跨距为40mm, 加载速率为1mm/min, 弯曲强度由式 (1) 计算:
式中:σf为弯曲强度, MPa;P为最大破坏载荷, N;L为跨距, mm;B为试样宽度, mm;h为试样厚度, mm。
断裂韧性试样尺寸为30mm×5mm×4mm, 跨高比S/W为5, 开口宽度为0.2mm, 开口深度为2mm, 加载速率为2mm/min, 断裂韧性计算公式为:
式中:KIC为断裂韧性, MPa·m1/2;S为跨距, mm;W为试样厚度, mm;α=a/W, 其中a为开口深度。
2 结果与讨论
2.1 微观结构
图2为梯度分布TaC界面改性C/C复合材料的微观结构 (图中白色部分为TaC陶瓷相) 。由图2可知, 在C/C复合材料Z轴方向, TaC陶瓷相呈现出明显的梯度分布。根据TaC含量的高低, 沿Z轴方向将复合材料横断面分为三个区域:表层富TaC区 (Ⅰ区) ;中心贫TaC区 (Ⅱ区) ;背面含TaC区 (Ⅲ区) 。Ⅰ区厚度约为1.56mm, 在此区域TaC含量较高;Ⅱ区厚度约为1.41mm, 此区域TaC含量极少;Ⅲ区厚度约为0.81mm, 此区域内含有少量的TaC。在本工作中, 采用强制对流工装来制备TaC, 使反应气体通过预制体沉积面, 在非沉积层则尽量避免反应气体通过, 使沿Z轴方向的TaC陶瓷层含量逐渐减少, 形成Ⅰ区以及Ⅱ区的结构。但由于工装紧配程度不高, 反应气体会沿工装的缝隙流动并无法避免地扩散到多孔C/C坯体的背面层, 在多孔C/C坯体背面层生成了少量的TaC, 形成了Ⅲ区的结构。与均匀分布TaC陶瓷界面改性C/C复合材料相比, 这种梯度结构能显著降低材料的密度, 在航空航天领域的应用更有优势。
图3 (a) 为炭纤维表面多层界面的微观结构, 复合界面第一层结构为内层PyC, 其与CF的结合紧密。在内层PyC外面, 形成了厚约30μm的白色陶瓷界面层, 在白色陶瓷界面层中, 还存在大量厚度较小的灰色界面层;白色和灰色的陶瓷界面层呈管状均匀包覆在CF周围, 界面层结构完整, 能很好地起到保护CF的作用。EDS分析表明 (图3 (b) , (c) ) , 白色和灰色界面层的主要成分均为C和Ta元素, 其C与Ta原子比分别为1∶1和6∶4;由此可知, 白色界面层主要为TaC层, 灰色界面层为TaC-C共沉积层。由于多次沉积的缘故, 陶瓷复合界面一般具有明显的多层结构。在本工作中则主要形成了这种白色的TaC陶瓷界面层和灰色TaC-C共沉积层。灰色陶瓷界面层中C元素过量的主要原因是由于在每次沉积初始阶段, 工艺控制不稳定, 反应炉中碳源气体浓度较高, 而TaCl5浓度不足引起的。
(a) 微观结构; (b) TaC EDS分析; (c) TaC-C EDS分析 (a) microstructure; (b) EDS analysis of TaC; (c) EDS analysis of TaC-C
2.2 弯曲强度及断裂韧性
对梯度分布TaC界面改性C/C复合材料进行弯曲性能及断裂韧性测试, 结果表明, 其平均弯曲强度为272.6MPa, 平均断裂韧性为5.0MPa·m1/2。图4为梯度分布TaC界面改性C/C复合材料弯曲测试的载荷-位移曲线。可以看出, 在初始阶段, 载荷与位移基本呈线性变化;达到一个极值后, 载荷上下起伏类似于金属的屈服现象;继续上升达到最高点之后曲线并没有陡降, 而是呈抛物线形下降, 表现出非脆性断裂特征, 即假塑性断裂。
2.3 断口形貌
图5为梯度分布TaC界面改性C/C复合材料不同区域断口形貌, 图5 (a) , (b) , (c) 分别对应于图2中Ⅰ, Ⅱ, Ⅲ区。结合图2与图5可知, 沿材料Z轴方向上, 材料Ⅰ, Ⅱ, Ⅲ区断口处纤维的拔出长度明显不同。Ⅰ区中, 纤维大量拔出, 拔出长度达1~10mm (图5 (a) , 图中未显示出纤维全部长度) ;Ⅱ区中出现了纤维束整体拔出现象, 拔出长度约为100μm, 纤维束断口非常平整, 为典型的脆性断裂 (图5 (b) ) ;Ⅲ区中没有纤维拔出现象, 断口非常平整, 纤维与基体表现出整体脆性断裂。
Ⅰ, Ⅱ区断裂行为主要受CF/基体之间的界面结合强度影响。在未引入TaC陶瓷时, CF/基体界面具有较高的界面结合强度, 界面难以脱粘;在断裂过程中, 裂纹容易直接贯穿CF和基体, 导致CF与基体整体脆断;在CF/基体界面处引入热膨胀系数较高的TaC后, 由于热失配作用, CF/TaC界面处易产生层间微裂纹, 界面结合减弱;断裂过程中, 裂纹扩展到CF/TaC界面时将发生偏转, 若此时外部载荷继续增加, 结合力较弱的CF/TaC界面将产生脱粘, 导致纤维从基体中拔出, 因此, 在TaC含量较高的Ⅰ区, 纤维拔出较明显;而Ⅱ区中, 仅在含TaC的纤维束间产生整体性拔出, 在不含TaC的纤维束内部则无纤维拔出。Ⅲ区断裂行为主要受加载方式的影响, 在材料断裂初期, Ⅲ区既受到Z轴方向上的剪切力, 又受到X/Y轴方向的压应力, 在这一过程中, CF和基体均受到一定的损伤;材料断裂后期, X/Y轴方向压应力转变为拉应力, 纤维来不及拔出就发生了脆性断裂。
(a) Ⅰ区; (b) Ⅱ区; (c) Ⅲ区 (a) Ⅰarea; (b) Ⅱarea; (c) Ⅲarea
从整体上讲, 沿Z轴方向, CF拔出长度逐渐变短, 但在某些微区并不符合这一规律。对TaC含量较多的Ⅰ区断口进一步观察, 研究TaC陶瓷层对材料断裂性能的影响。
图6 (a) 和图6 (b) 分别为Ⅰ区中外层和内层的断口形貌, 而图6 (c) 和图6 (d) 分别为图6 (a) 中A处和图6 (b) 中B处的放大图。由图6可知, 在Ⅰ区中, 沿Z轴方向的不同位置, CF表面的TaC厚度及结构有明显的差异。Ⅰ区外层中, TaC层厚度达到30.4μm, 其结构为柱状晶;Ⅰ区内层中, TaC层厚度仅为1.7μm, 其结构为等轴晶。
当反应源气体从沉积面扩散进入多孔C/C坯体的过程中, 反应源气体会优先在沉积面表层吸附并反应。在Ⅰ区外层, 反应源气体浓度高, TaC形核并沿其最优方向生长, 形成柱状晶粒;同时, 由于沉积温度较低, 所形成的柱状晶粒细小并且致密;在Ⅰ区内层, 沉积受扩散动力学控制, 反应源气体的浓度急剧减少, TaC在基底形核后, 缺乏晶粒长大所需的驱动力, 在内层无法形成柱状晶粒。
(a) 外层; (b) 内层; (c) A处放大图; (d) B处放大图 (a) outer layer; (b) inner layer; (c) higher magnification of A; (d) higher magnification of B
在Ⅰ区外层, 柱状细晶TaC陶瓷具有较高的强度, 能有效提高C/C复合材料的承载能力;但同时TaC陶瓷属于脆性材料, 当裂纹扩展到TaC陶瓷界面后, 会沿TaC陶瓷晶界迅速扩展, 使TaC陶瓷界面层整体脆断;同时在裂纹前端产生较大的应力集中和较高的能量, 裂纹能直接穿过里层PyC层和CF, 导致CF瞬间脆断, 形成图6 (a) 所示的断口。
在Ⅰ区内层, 细小等轴状TaC晶粒中含有高浓度的亚孪晶、堆垛缺陷以及其他面缺陷;同时, 由于TaCl5具有较大质量, 其在预制体中的扩散能力小于C3H6, 所生成的化合物中C与Ta原子比增大, 因此, Ⅰ区内层TaC陶瓷本身强度较低, 其断裂所需的能量较小, 裂纹前端能量不足以造成CF断裂, 在这种情况下, 裂纹会沿着TaC层的缺陷处产生偏转, 在管状TaC径向产生裂纹, 当外部载荷继续增加时, TaC/CF界面弱结合处将产生脱粘, 导致纤维拔出, 形成图6 (b) 所示断口。材料断裂过程中, 裂纹偏转、界面脱粘、纤维拔出会吸收一部分能量, 有利于提高材料的韧性, 使材料表现出假塑性的断裂特征。
3 结论
(1) TaC陶瓷相以层状形式均匀分布在CF表面, 从C/C复合材料表层到内部, TaC陶瓷相的含量逐渐减少, 呈明显的梯度分布。
(2) 梯度分布TaC界面改性C/C复合材料的平均弯曲强度为272.6MPa, 平均断裂韧性为5.0MPa·m1/2。
(3) 整体上, 沿材料厚度方向, 随TaC含量的降低, 材料的断口形貌不同, 主要表现为纤维的拔出长度明显变短。
界面微观组织结构 篇4
密封胶与基材的粘结性能是保证密封防水的关键, 因此本文以自制的硅烷封端聚合物密封胶在不同装配式混凝土基材上打胶, 研究不同混凝土脱模剂和涂刷底涂对密封胶粘接性能的影响, 并通过SEM扫描电镜和EDX能谱对混凝土-胶界面进行微观结构表征和元素含量分析。
1 试验方法
1.1 试验原料
MSPU-50耐候密封胶:硅烷封端聚合物密封胶, 达到GB/T22083—2008规定的50级要求, 自制。
PU-01底涂剂:单组份, 低粘度透明液体, 自制。
硅酮密封胶:国内某品牌。
脱模剂T1、T2、T3、T4, 分别为北京、上海、青岛、河南某公司生产。
1.2 试验方法
(1) 用脱脂纱布清除水泥砂浆板表面浮灰。
(2) 在防粘材料上将两块粘结基材与两块隔离垫块组装成空腔。然后涂刷PU-01底涂剂, 待底涂干燥后, 将MSPU-50耐候密封胶嵌填在空腔内, 并将胶样挤压在基材的粘结面上, 粘结结实, 避免形成气泡, 制成试件, 每组试验做3块。
(3) 将制备好的试件于标准试验条件下放置28d后进行性能测试。
1.3 测试方法
(1) 拉伸粘接性
按GB/T 13477第8章试验, 将养护28d后的试件在 (23±2) ℃温度下进行拉伸试验, 以5mm/min拉伸速度将试件拉伸至破坏, 测定并计算试件拉强度和断裂伸长率。
(2) 定伸粘接性
按GB/T 13477第10章试验[3], 将养护28d后的试件在标准条件下进行定伸试验, 拉伸速度5mm/min。试件拉伸至100%伸长率时, 停止拉伸, 用定位垫块插入已拉伸的试件中并在标准条件下保持24h。测定试件粘接或内聚的任何破坏。
(3) 浸水后定伸粘接性
按GB/T 13477第11章试验[3], 将养护28d后的试件浸入 (23±2) ℃蒸馏水中4d, 再于标准条件下放置1d。在标准条件下进行定伸试验, 拉伸速度5mm/min。试件拉伸至100%伸长率时, 停止拉伸, 用定位垫块插入已拉伸的试件中并在标准条件下保持24h。测定试件粘接或内聚的任何破坏。
2 结果与讨论
2.1 混凝土脱模剂种类对密封胶粘结性能的影响
预制装配式混凝土是在已制作好的模具内进行加工预制混凝土墙板, 脱模后表面会残留少量脱模剂。考虑到脱模剂的存在是否会影响密封胶的粘结性能。因此, 针对不同种类脱模剂制备的混凝土试块, 进行密封粘结试验。试验样件表面不经水洗或化学处理, 也不刷涂底涂剂, 直接简单擦掉表面浮灰, 然后进行打密封胶。试验试件见图1, 粘结性能测试结果如表1所示。
从表1数据可以看出, 残留的脱模剂能够降低密封胶与混凝土拉伸粘结性。根据拉伸强度测试结果, 粘结性能从高到低为T3>T1>T4>T2。分析其原因, 脱模剂T1为乳化类皂化油脱模剂, 脱模后模板表面较易形成浆体薄膜。混凝土表面的浮浆减少, 有利于密封胶与混凝土的粘结。脱模剂T2为油性脱模剂, 脱模后模板较易清理, 混凝土表面附着一薄层油性物质, 对胶层粘结性影响较大。脱模剂T3为一种水性聚合物, 能够均匀的涂刷在模板表面, 降低混凝土与模板之间的界面结合力, 对密封胶与混凝土粘结性影响较小。脱模剂T4附着于成型物和模具之间直接起到隔离作用, 脱模时能在表面剥离, 混凝土表面平整、光滑, 不利于密封胶的润湿和粘结。因此, 在进行装配式混凝土制作和拼装接缝过程中, 需要考虑使用脱模剂种类和混凝土表面处理。
2.2 底涂剂对密封胶粘结性能的影响
由于混凝土基材是多孔的、呈碱性无机胶凝材料, 为了使密封胶与混凝土粘结性更强, 需要涂刷底涂剂进行封闭。PU-01底涂剂是一种NCO值约为6%的单组分、低粘度聚氨酯基层处理剂。测试方法:在12mm×12mm×75mm的混凝土试块上, 涂刷PU-01底涂剂, 固化后, 用MSPU-50耐候密封胶制作成粘结样, 其中胶条尺寸为12mm×12mm×50mm。同时制作无底涂剂的密封胶粘结样作为空白对比试验。养护28d后, 按照GB/T 13477《建筑密封胶试验方法》中定伸粘结性、浸水后定伸粘结性、冷拉-热压后粘结性的方法测试。每组试测10个试件, 测试结果见表2。
由表2结果可以看出:涂刷PU-01底涂剂的密封胶试件的拉伸强度和断裂伸长率相对于无底涂剂的较高一些。涂刷PU-01底涂剂起到了提高与混凝土粘结性的作用。在浸水定伸粘结性测试中有, 硅酮密封胶试件有少量破坏, 而MSPU-50密封胶不管是否涂有底涂剂都无破坏。表明MSPU-50密封胶与混凝土有很好的相容性。
2.3 粘结界面微观表征
为了进一步研究MSPU-50密封胶与混凝土的粘结机理, 我们采用SEM对MSPU-50密封胶与混凝土界面的微观结构进行分析 (见图2) , 并且利用EDX分析了混凝土界面层的元素组成 (见表3) 。
图2为样品MSPU-50密封胶与混凝土界面层的SEM结果。a图为空白混凝土表面微观结构, 可以看出混凝土界面为松散的孔隙结构;b图为在混凝土上涂有底涂的界面照片, 可以看到混凝土内部孔隙基本被底涂给填充, 封堵, 并形成连续相;c图为在混凝土上涂有MSPU-50密封胶的界面照片, MSPU-50材料良好渗入于混凝土内部孔隙, 并结合一起, 表明MSPU-50与混凝土具有良好相容性。d图为在混凝土上涂有PU-01底涂剂和MSPU-50密封胶的界面照片, 涂刷PU-01底涂剂后再填充MSPU-50密封胶, 几乎完全封闭混凝土表面孔隙, 固化后与混凝土接合表面互相咬合和镶嵌, 从而产生良好的粘接强度。表明了PU-01底涂剂、MSPU-50与混凝土具有良好的相容性。
%
采用EDX对MSPU-50密封胶与混凝土界面层进行元素分析。从图2和表3的元素含量分析可知, 图b中的红色区域, 相对于空白混凝土, C含量增大, Ca含量减少, 可确认该区域为底涂成分。图c中的红色区域, 相对于空白混凝土, C含量有所增加, 为25.4%, Si含量增大至18.69%, 由于MSPU-50密封胶本身还有C、Si元素较多, 因此可以确认该区域含有MSPU-50密封胶成分, 也表明了有机无机粘结性和相容性好。
3 结论
1) 预制装配式混凝土脱模剂的种类对密封胶的粘结性有不同程度的影响, 需要考虑使用脱模剂种类。使用乳化类皂化油脱模剂, 混凝土表面的浮浆减少, 有利于密封胶与混凝土的粘结。油性脱模剂, 由于混凝土表面附着一薄层油性物质, 对胶层粘结性影响较大。水性聚合物脱模剂, 能降低混凝土与模板之间的界面结合力, 对密封胶与混凝土粘结性影响较小。而隔离剂在脱模时能在表面剥离, 混凝土表面光滑, 不利于密封胶的润湿和粘结。
2) 由于混凝土基材是多孔的、呈碱性无机胶凝材料, 需要涂刷一层底涂剂, 起到封闭混凝土的作用, 有利于提高密封胶与混凝土粘结性。测试表明, PU-01底涂剂与MSPU-50密封胶有很好的相容性。
3) 通过SEM和EDX分析, 可以看出MSPU-50材料良好渗入于混凝土内部孔隙, 与混凝土具有良好相容性。涂上PU-01底涂剂后, MSPU-50密封胶几乎与混凝土界面形成一个整体, 看不到混凝土内部的孔隙。表明了PU-01底涂剂、MSPU-50与混凝土具有良好的相容性。
摘要：为进一步提高装配式建筑用密封胶与预制混凝土构件之间的粘结性, 防止边缘开裂而密封失效, 研究了不同种类的混凝土脱模剂对MSPU-50耐候密封胶与混凝土粘结性的影响。同时研究了MSPU-50密封胶与PU-01底涂剂、混凝土的匹配性。通过扫描电镜 (SEM) 和能谱 (EDX) 测试分析, 表明MSPU-50密封胶能够良好渗入混凝土内部孔隙, 与混凝土具有良好相容性。涂刷PU-01底涂剂后再填充MSPU-50密封胶, 几乎完全封闭混凝土表面孔隙, 固化后与混凝土接合表面互相咬合和镶嵌, 从而产生良好的粘接强度。
关键词：密封胶,底涂剂,混凝土,粘结性
参考文献
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[2]Martha V.Achiebing sustainability with percast concrete[J].PCI Journal, 2006, 51 (1) :42-61.
界面微观组织结构 篇5
关键词：金刚石,钎焊,微观形貌,化学冶金结合
世界石材、建筑、交通运输、能源、机械加工、电子信息业的发展,为金属基金刚石工具提供了巨大的市场和发展机遇,也为它的发展带来了严峻的挑战。
在金属基金刚石工具中,金刚石是切削元素、是最基本的组分,金刚石与金属的界面结合强度直接关系着金刚石是否能有效发挥作用。但在用传统的电镀和烧结方法制备金属基金刚石工具时,磨粒基本上都是被机械的镶嵌在基体层上,因而金刚石与金属界面结合强度不大,在磨削中常常会出现金刚石磨粒脱落的情况,以及由于金刚石出露高度低,工具容屑空间小,容易造成堵塞,从而影响工具的使用性能。要使金属基金刚石工具中的金刚石能有效地发挥作用,金刚石与金属结合界面必须有很强的界面结合强度。如金刚石表面碳与胎体材料发生化学反应,形成金属碳化层,达到化学冶金结合,则能有效的提高胎体材料对金刚石的把持力,从而能大大提高工具的使用性能[1,2,3]。
金刚石强碳化物形成元素有Ti、Cr、W和非金属元素Si、B等。采用Cr作为活性元素,能实现金刚石与胎体材料的高强度连接,金刚石表面的碳元素能与Cr反应形成铬的碳化物。但钎焊温度对钎焊后金刚石表面碳化物形貌有很大影响。本研究借助扫描电镜(SEM)对不同钎焊温度下金刚石表面生成的碳化物形貌进行了三维观察,借助X射线能谱仪(EDS)分析了碳化物的成分,探讨了钎焊温度与钎焊后金刚石表面碳化物形貌之间的关系,为钎焊工艺的确定提供一定的理论依据。
1 试验条件与工艺
基体材料为45号钢,钎料为Ni-Cr合金。金刚石无镀膜,粒度为40/45,均匀排布且完全被合金钎料覆盖。钎焊前对钢基体和金刚石进行表面去油污处理。钎焊在真空炉内进行,控制炉内真空度<0.1Pa。钎焊温度在870℃～950℃,从低到高分1、2、3三个钎焊温度,保温相同时间后,随炉冷却至室温,钎焊后采用强腐蚀的方法得出单颗粒的钎焊后金刚石。测试分析方法:利用日本电子公司(JEOL)JSM-6460LV型扫描电镜(SEM)对钎焊后腐蚀出的金刚石形貌进行观测;利用美国EDAX公司X射线能谱仪(EDS)对金刚石表面碳化物的元素分布进行定点分析。
2 金刚石表面碳化物形成机理研究
在钎焊过程中,Cr与金刚石界面存在以下反应:
根据资料[4,5],标准状态下C金刚石=C石墨的△Gm=453.2(kJ·mol-1),C+3/2Cr=1/2Cr3C2的△Gm=-10500-0.3T(kJ·mol-1),C+7/3Cr=1/3Cr7C3的△Gm=-14200-1.39T(J·mol-1),C+23/6Cr=1/6Cr23C6的△Gm=-16400-1.2T(J·mol-1),从△Gm计算结果,可以看出Cr3C2,Cr7C3和Cr23C6在钎焊温度下都有可能生成。金刚石向石墨转化的△Gm远小于碳化物的△Gm,所以钎焊过程中金刚石发生石墨化的可能性较小。
由于金刚石表面存在位错露头、生长台阶等缺陷,钎料合金中的Cr优先在这些地方和金刚石中的C反应生成铬的化合物。钎焊温度较高带来的影响是:(1)温度高,借助于热起伏使扩散原子能获得足够能量而超越势垒的几率增大;(2)温度高,空位浓度增大,则有利于扩散,另外随着界面反应的进行,Cr和C的化学势降低,这些都有利于使钎料中的Cr原子和金刚石中的C原子通过“上坡扩散”而向金刚石表面富集,成为形成新的化合物的物质来源。
3 金刚石表面微观形貌分析
3.1 ①号样金刚石表面微观形貌分析
图1(a)为真空钎焊腐蚀后①号样单颗金刚石表面形貌图,图1(b)为①号样单颗金刚石表面局部放大图。从图1(a)可以看出金刚石表面完好,没有明显的侵蚀,且无热损伤引起的裂纹等缺陷,金刚石表面被一层白色物质包围;由图1(b)可以看出,金刚石表面的物质呈枝状,且垂直于金刚石表面。因为钎焊后的金刚石通过强腐蚀作用,使钎焊时金刚石表面粘覆的钎料合金已被腐蚀掉,从而可以认为,金刚石表面包覆的物质是一层合金钎料与金刚石表面碳形成化学反应所生成的一种化合物。
金刚石表面存在许多晶体缺陷,表面的化学能比内部的化学能高,所以表面原子的扩散激活能比内部原子的扩散激活能低。同时,表面缺陷分布也不均匀。金刚石晶格畸变处,原子的化学能最高,又由于晶面内原子排列不规则,原子在该处的扩散激活能更低,原子的扩散速度更快,因此碳化物首先会在金刚石表面位错露头、生长台阶等缺陷处析出。由于有新的物质的生成,反应时将放出潜热,使固液界面温度升高,从而使远离界面处的温度反而低于界面处的温度,形成“负温度梯度”。 在“负温度梯度”的情况下,潜热可以通过固相,也可以通过液相传递散失。由于界面前沿液相中过冷度较大,优先在金刚石表面位错、生长台阶等缺陷处生成的化合物伸入到过冷度较大的液体中,并迅速长大,从而使形成的碳化物垂直于金刚石表面生长,形成枝状物。
为分析钎焊腐蚀后①号样金刚石表面为何种物质,对图1金刚石表面枝状物做能谱分析如下(见图2):
由图2可见,钎焊腐蚀后金刚石表面富集了一层Cr的碳化物,其Cr含量远高于钎料中的Cr含量。
3.2 ②号样金刚石表面微观形貌分析
图3(a)为真空钎焊腐蚀后②号样单颗金刚石表面形貌图,图3(b)为②号样单颗金刚石表面局部放大图。从图3(a)可以看出金刚石表面不完整,有明显的侵蚀,且有热损伤引起的裂纹等缺陷,金刚石部分表面有一层包裹物;由图3(b)可以看出,金刚石表面包裹物呈枝状,且垂直于金刚石表面,枝状物与①号样相比更粗、更密(相同放大倍数),且枝状物与金刚石表面接触的地方存在裂缝。另外,在金刚石表面无枝状物处有一薄层白色物质。
分析表明,随着温度的升高,钎料中的Cr原子通过“上坡扩散”进一步向金刚石表层聚集,与金刚石表层碳原子进一步反应,生成Cr的金属碳化物。随着反应的进行,碳化物向垂直于金刚石表面方向进一步生长,因而枝状物要比①号样的粗、密;又因为Cr的金属碳化物呈脆性,易断,故随着温度的升高和Cr的碳化物的进一步生长,在长到一定程度后出现Cr的金属碳化物从金刚石表面剥离的现象,从而露出金刚石固有表面;温度的升高,导致金刚石因热损伤而引起裂纹。这从图3(a)可以看出。随着碳化物从金刚石表面的剥离,金刚石露出新的表面,Cr原子通过“上坡扩散”进一步向金刚石表面聚集,与新露出的金刚石表面反应重新生成碳化物,所以在金刚石表层又形成了一薄层金属碳化物。这从图3(b)可以看出。为分析钎焊腐蚀后②号样金刚石表面为何种物质,对图3金刚石表面枝状物做能谱分析如下(图4):
3.3 ③号样金刚石表面微观形貌分析
图5(a)为真空钎焊腐蚀后③号样单颗金刚石表面形貌图,图5(b)为③号样单颗金刚石表面局部放大图。从图5(a)可以看出金刚石表面不完整,有明显的侵蚀和热损伤,只有少部分表面有一层枝状物;由图5(b)可以看出,金刚石表面枝状物(相同放大倍数)比①号样粗、密,但比②号样的细,且金刚石表面无枝状物处的白色物质要比②号样的明显。表明随着温度的进一步升高和Cr的碳化物的进一步生长,Cr的碳化物从金刚石表面剥离,露出金刚石新的表面;过高的温度导致金刚石存在明显热损伤。这从图5(a)可看出。随着碳化物的剥离,金刚石露出新的表面, Cr原子进一步向金刚石表面聚集,与新露出的金刚石表面位错露头、生长台阶等缺陷处反应重新生成碳化物,所以在金刚石表层又形成了一薄层金属碳化物,且金属碳化物进一步生长,形成枝状物。这从图5(b)可以看出。
为分析钎焊腐蚀后③号样金刚石表面为何种物质,对图5金刚石表面枝状物做能谱分析如图6。
4 结论
Cr作为活性元素,能与金刚石表面的C反应形成铬的碳化物,起到“化学冶金”结合作用,加强了胎体材料对金刚石的“把持力”;且形成的碳化物呈枝状,能实现金刚石与胎体材料之间的高强度连接。但钎焊后金刚石表面碳化物形貌与钎焊温度有很大的关系。在合适的钎焊温度下,钎焊后金刚石表面完好,没有明显的侵蚀,无热损伤引起的裂纹等缺陷;金刚石表面包裹一层枝状物质,且枝状物垂直于金刚石表面。但随着温度的升高,Cr与金刚石表面C反应加剧。Cr的碳化物呈脆性,易从金刚石表面脱离,露出新的金刚石表面。随着反应的进行,在新露出的金刚石表面形成新的Cr的碳化物。另外,温度的升高,使金刚石的侵蚀和热损伤加剧。这些都导致金刚石晶形不完整,降低了胎体材料对金刚石的“把持力”,从而会影响工具的使用性能。
参考文献
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