Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Состояние исследований поверхностных свойств сплавов на основе свинца, цинка и олова 11
1.1. Поверхностное натяжение свинца с малыми добавками металлов 11
1.1.1. Поверхностное натяжение сплавов свинец–индий, свинец–олово, свинец–ртуть, свинец–галлий 12
1.1.2. Влияние малых примесей висмута, серебра, никеля на поверхностное натяжение свинца 15
1.1.3. Температурная зависимость поверхностного натяжения расплавов свинец-кальций и свинец-литий 18
1.1.4. Политермы плотности и поверхностного натяжения эвтектики системы свинец-висмут 1.2. Поверхностные свойства сплавов на основе цинка 24
1.3. Поверхностные свойства сплавов на основе олова 31
1.4. Смачивание расплавами на основе свинца и олова алюминия и реакторных сталей
1.4.1. Влияние фотонного отжига алюминиевых пленок на кремнии на их смачивание расплавами олово-стронций и олово-барий 35
1.4.2. Политермы углов смачивания алюминия и алюминий-литиевого сплава расплавами на основе олова 40
1.4.3. Особенности смачивания конструкционных материалов ядерных реакторов тяжелыми теплоносителями 43
Выводы по главе 1 49
ГЛАВА 2. Методики исследований 51
2.1. Методика получения сплавов, определения их состава и проведения рентгенофазового анализа образцов 51
2.2. Методика измерения поверхностного натяжения расплавов и углов смачивания ими металлических поверхностей 52
2.3. Методика исследования морфологии поверхности тонких пленок на наноуровне с помощью атомно-силового микроскопа 57
2.4. Методика исследований с использованием растровой электронной микроскопии 58
2.5. Методы обработки фотографий профиля лежащей капли при измерении углов смачивания 60
Выводы к главе 2 64
ГЛАВА 3. Исследование поверхностных свойств расплавов на основе свинца, цинка и олова 65
3.1. Политермы плотности, поверхностного натяжения висмутистого свинца и угла смачивания им высоконикелевых и ферритно-мартенситных сталей 66
3.2. Политермы плотности и поверхностного натяжения расплава цинк-алюминий-молибден-магний 72
3.3. Смачивание расплавами олово-свинец поверхности алюминия и меди 78
3.4. Смачивание сербской бронзой поверхности меди, стали, алюминия
3.4.1. Политермы углов смачивания сербской бронзой меди 92
3.4.2. Смачивание сербской бронзой стали 12Х18Н9Т 96
3.4.3. Смачивание сербской бронзы поверхности алюминия 102
3.5 Размерная зависимость температуры контактного плавления наночастиц
и нанопленок металлов 103
Выводы к главе 3 110
Основные выводы 112
Литература
- Влияние малых примесей висмута, серебра, никеля на поверхностное натяжение свинца
- Политермы углов смачивания алюминия и алюминий-литиевого сплава расплавами на основе олова
- Методика исследований с использованием растровой электронной микроскопии
- Политермы плотности и поверхностного натяжения расплава цинк-алюминий-молибден-магний
Влияние малых примесей висмута, серебра, никеля на поверхностное натяжение свинца
Температурные и концентрационные зависимости ПН жидких сплавов свинца (марки С-00) с индием (марки In-ОО) измерены в работе [10]. Погрешность измерения ПН сплавов составляет -1%. Полученные в [10] результаты удовлетворительно согласуются с данными [2], но ниже данных по а работы [3]. В работе [6] изучена система Pb-АІ в богатой алюминием области. Однако число экспериментальных точек недостаточно.
В работе [7] предпринята попытка сравнения теоретических данных, полученных в рамках статистических концепций и экспериментальных данных в системе Pb-Sn. Достигнуто хорошее согласие с экспериментальными результатами. Данные по поверхностной энергии Pb-Sn важны для понимания механизма формирования вискеров Pb-Sn [8], а также смачивания расплавами Pb-Sn никеля и его сплавов [9].
В работе [10] методом большой капли исследованы политермы и изотермы сплавов системы свинец-висмут. Показано, что политермы ПН олова и его 10 сплавов линейны с отрицательным температурным коэффициентом. Температурная зависимость ПН чистого олова описывается уравнением:
В работе [11] методом большой капли изучено ПН сплавов системы Sn-Pb в концентрационном интервале 0-1.00 ат.% РЬ в олове в области температур до 500 К. Сплавы изготавливали из олова - с содержанием 99,999% основного элемента и свинца - с содержанием 99,9999%. Относительная погрешность измерения ПН составила 0,5%. Политермы ПН сплавов Sn-Pb показаны на рисунке 1.1.
На изотермах CT(х) обнаруживаются особенности (рисунок 1.2). Авторы [11] объясняют осцилляции ПН процессами образования и разрушения кластеров Sn4Pb, Sn3Pb и др.
Следует отметить, что в других работах, например, в [12], подобные осцилляции ПН в системе Sn-Pb отсутствуют.
Интересные данные по ПН сплавов системы ртуть-свинец приводятся в работе Х.И. Ибрагимова и сотрудников [37] (рисунок 1.3).
Как видно из рисунка 1.3, изотерма ПН системы нелинейная и имеет пологий максимум при содержании ртути в расплаве, немного меньшем 0,4 мол. доли. Зависимость ПН расплава от концентрации ртути достаточно хорошо описывается уравнением:
ПН сплавов системы Ga-Pb изучалось в работе [15]. Система интересна тем, что она относится к классу расслаивающихся. Измерения ПН проводили методом большой лежащей капли [1] с использованием подложек из окиси алюминия. В экспериментах использованы свинец марки СОО по ГОСТу 22861-93 и галлий марки ГлО по ГОСТу 12797-77 с содержанием основного элемента не менее 99.99 мас.%. Сплавление производили в вакууме в кварцевых контейнерах. Перед опытами образцы хранили в спирте.
Измерения ПН проводили в вакуумной установке с шагом 50С и выдержке в течение 5 мин при каждой температуре. Политермы ПН близки к линейным с отрицательным угловым коэффициентом. На рисунке 1.4 показана изотерма ПН при 1100 K. Из рисунка 1.4 видно, что с увеличением концентрации Ga в свинце ПН сплавов увеличивается. Авторы [15] объясняют это тем, что из-за расслоения свинец полностью заполняет поверхность сплава.
Поверхностное натяжение жидкого свинца с добавками малых примесей изучалось в ряде работ [47–22, 24–30, 78–84]. Однако данные о влиянии малых добавок таких примесей, как Ni, Ag на политермы ПН встречаются редко, а данные по ПН системы Pb–Bi противоречивы, что затрудняет оценку ПН твердых растворов Pb–Bi, Pb–Ni, Pb–Ag по политермам ПН при температуре плавления. Вместе с тем подобные данные необходимы для правильной оценки поверхностной активности примесей в твердых растворах на основе свинца. Основная сложность работы со свинцовыми системами заключается в трудностях устранения оксидов, которые начинают разрушаться при температуре 500–600С [69]. Поэтому литературные данные по поверхностным свойствам расплавов на основе свинца часто существенно отличаются, особенно в области малых концентраций.
В работе [75] изучаются температурные зависимости ПН сплавов на основе свинца с малыми добавками Bi, Ni, Ag (рисунки 1.6., 1.7.), которые получали на основе свинца C0000, висмута марки Bi00 (99,98 мас.%), серебра чистоты 99,99 мас.% и порошкового никеля технической чистоты в кварцевых ампулах.
В твердом состоянии никель малорастворим в свинце (предел растворимости 0.68 ат.% Ni при 600K) [76]. Поэтому подобные системы представляют интерес с точки зрения конструирования композиционных припоев. Измерения ПН проводили методом большой (лежащей) капли вакууме 10–2 Па в атмосфере гелия с использованием графитовой чашечки. Сплавы выдерживали при заданной температуре 1 час. Результаты измерений представлены на рисунках 1.5–1.7 в виде политерм ПН.
Политермы плотности исследованных сплавов Pb–Bi, Pb–Ag, Pb–Ni линейны, плотность понижается с увеличением температуры.
Из рисунка 1.5 видно, что ПН свинца с добавками Bi понижается с увеличением температуры и зависимости (T) близки к линейным, что согласуется с известными в литературе данными по политермам (T) системы Pb–Bi [18, 70], полученными в интервале от температуры плавления до 773K. Из рисунка 1.5 видно, что с повышением температуры наблюдается «схождение» политерм.
Политерма ПН сплава Pb–0.01 мас.% Ag близка к линейной (рисунок 1.6). В расплавах Pb–0.05 мас.% Ag и Pb–0.10 мас.% Ag наблюдается нелинейность политерм ПН. При повышении температуры политермы «сходятся», как и в случае с системой Pb–Bi.
Система Pb-Ag изучалась также в работе [66], где обнаружены аномалии температурной зависимости ПН. При малых концентрациях Ag в Pb d/dT 0 при T = 1273 K, но с увеличением концентрации Ag d/dT меняет знак.
На политермах ПН в системе Pb–Ni обнаруживаются слабые максимумы (рисунок 1.7). Из адсорбционного уравнения Гиббса: видно, что на ПН а влияет как температура, так и наличие примесей. В уравнении (1.3) 5ю- удельная поверхностная энтропия (энтропия образования единицы поверхности), Г,, и, - адсорбция и химический потенциал /-го компонента.
В чистых металлах ПН понижается линейно с увеличением температуры, и в этом случае sm = - da / dT - энтропия образования единицы поверхности равна взятому с обратным знаком температурному коэффициенту ПН. При этом da/ dr 0, поэтому / 0, т.е. образование поверхности сопровождается ростом энтропии.
Примеси могут существенно изменить поверхностную энергию. Зависимости ст(7) в системе Pb - Bi (в которой ПН висмута меньше ПН свинца) можно объяснить следующим образом. При сравнительно низких температурах атомы висмута обогащают поверхность, что приводит к снижению ПН. С увеличением температуры висмут десорбируется с поверхности и во всех трех расплавах поверхность в основном состоит из атомов свинца.
В системах Pb - Ni, Pb - Ag с увеличением температуры поверхностная концентрация примеси Ni (Ag) (примеси с более высокими значениями ПН) увеличивается, что приводит к росту а, но, с другой стороны, рост температуры должен приводить к снижению а. Эти, в основном, два конкурирующих процесса влияют на температурную зависимость ПН, чем и можно объяснить нелинейную температурную зависимость а в этих системах.
Политермы углов смачивания алюминия и алюминий-литиевого сплава расплавами на основе олова
На практике известно, что при введении небольших количеств алюминия в расплав цинка улучшаются параметры процесса цинкования: повышается жидкотекучесть расплава цинка, сплавы обладают хорошей пластичностью. Расплав цинка, содержащий добавку алюминия, значительно меньше окисляется, так как на его поверхности образуется защитная пленка из Аl2О3, которая, взаимодействуя с ZnO, образует шпинели, предохраняющие расплав от окисления. Влияние алюминия на прочность сцепления может быть объяснено следующим образом. Вследствие более высокого термодинамического сродства алюминия к железу по сравнению с цинком на поверхности полосы образуется слой железоалюминиевого соединения. Образующиеся вслед за этим железоцинковые соединения имеют большую способность к диффузии, так как температура плавления цинка по сравнению с алюминием ближе к температуре цинкового расплава. Поэтому цинк или железоцинковые соединения диффундируют в алюминий, содержащий промежуточный слой, или образуют этот слой вместе с железоалюминием. При этом скопления железоалюминиевых и железоцинковых соединений срастаются в один слой или смесь фаз. Процесс диффузии железоцинковых соединений в алюминий-содержащий промежуточный слой под влиянием температуры продолжается во времени. Это сопровождается ростом толщины диффузионного слоя и снижением концентрации алюминия в расплаве цинка. Если способность алюминий-содержащего промежуточного слоя растворять цинк или железоцинковые соединения превысит определенный предел, то инкубационный период заканчивается, тормозящее действие алюминия прекращается, рост железоцинкового слоя ускоряется. При этом прочность сцепления покрытия снижается. При повышении температуры полосы (658–823 K) на входе в расплав цинка в слое покрытия растет зона железоцинковых соединений и увеличивается содержание алюминия в виде соединений Fe2Al5 и FeAl3. Вследствие высокой активности алюминия его содержание в покрытии всегда больше, чем в расплаве цинка. С увеличением толщины полосы и ее температуры на входе в расплав этот эффект выражен более сильно, что обусловлено увеличением продолжительности пребывания полосы в расплаве цинка.
Прочность сцепления покрытия со стальной основой растет с увеличением температуры полосы и содержания алюминия в железоалюминиевом соединении. Таким образом, всесторонние исследования физических свойств системы цинк-алюминий представляют несомненный интерес как с научной, так и с практической точек зрения.
Сплавы цинк-алюминий являются перспективными материалами вследствие уникальной комбинации свойств. Такие сплавы могут применяться в литейном производстве и конкурировать со сталями в условиях высокой механической нагрузки и при умеренных скоростях скольжения. Возрастающий интерес к этим сплавам обусловлен трибологическими, экономическими и экологическими причинами. Сплавы относительно недороги и легко обрабатываются при небольших энергетических затратах без загрязнения среды [85]. Сплавы цинк-алюминий находят также специфическое применение в качестве металла-анода электрических батарей цинк-воздух [86], новых гибридных материалов (пенах, биметаллах, композитах металл-матрица и т.д.) [87], тонких фольг [88].
В работе [89] изучалось внутреннее трение в сплавах цинк-алюминий, подверженных воздействию паров воды. Существует два вида окисления цинка. В первом – поверхность быстро окисляется и дальнейшая коррозия незначительна. Это обычно происходит на воздухе, и в этом заключается применимость цинка в качестве защитного покрытия сталей. Во втором механизме коррозия происходит в течение всего промежутка времени воздействия воды и водяных паров. В таких случаях применяют сплавы цинк-алюминий. Интересно отметить, что в сплавах Zn-Al, обогащенных алюминием, происходит значительное упрочнение материала. Так, в работе [90] предпринята попытка обоснования этого явления в рамках общей теории на примере сплава Al-18.5ат.%Zn. Сплавы алюминий-цинк в богатой алюминием области и обогащенные магнием, например сплав 7075, обладают наивысшей прочностью среди сплавов алюминия и во многих случаях успешно конкурируют с высокопрочными соединениями [91].
Важным направлением исследований в области цинк-алюмининевых сплавов является гальванизация горячим погружением (hot-dip galvanizing), применяемая для покрытия стальных пластин антикоррозионным покрытием из околоэвтектического сплава Zn-0.2 мас.% Al. Алюминий добавляется в расплав цинка для улучшения адгезии, а также коррозионной стабильности (и яркости) покрытий. В отсутствие алюминия на поверхности сталей образуется интерметаллид Fe–Zn, который охрупчивает материал и обладает слабой адгезионной способностью при дальнейшей механической обработке. Включение алюминия в расплав цинка приводит к появлению интерметаллических соединений Fe–Al, в основном, Fe2Al5 - ингибирующего слоя. Таким образом, алюминий подавляет формирование интерметаллидов Fe–Zn [92]. Улучшение антикоррозионных свойств путем добавки алюминия к цинку было также обнаружено в работе [93].
В связи с тем, что сплавы цинка с малыми добавками алюминия находят широкое применение при значительных нагрузках на износ и коррозию, свойства промышленных сплавов улучшают введением небольших примесей, например, молибдена, который упрочняет сплав и изменяет кинетику образования ингибирующего слоя на поверхности сплава, оказывающего значительное влияние на качество готовых изделий и магния, который гомогенизирует различные фазы сплавов цинк-алюминий.
Методика исследований с использованием растровой электронной микроскопии
Сплавы системы цинк-алюминий, в том числе цинк-алюминий-молибден-магний, являются перспективными материалами вследствие уникальной комбинации свойств. Такие сплавы могут применяться в литейном производстве и конкурировать со сталями в условиях высокой механической нагрузки и при умеренных скоростях скольжения. Возрастающий интерес к этим сплавам обусловлен трибологическими, экономическими и экологическими причинами. Сплавы относительно недороги, и легко обрабатываются при небольших энергетических затратах без загрязнения среды. Исследуемые сплавы, как и сплавы цинк-алюминий, находят также специфическое применение в качестве металла-анода электрических батарей цинк-воздух, новых гибридных материалов (пены, биметаллы, композиты металл-матрица и т.д.), тонких фольг [85, 88].
Несмотря на большой практический интерес к сплавам цинка с малыми добавками металлических примесей, данных по плотности и ПН в литературе крайне мало. В связи с этим в настоящей работе предпринимается попытка экспериментального определения плотности и ПН сплава системы цинк -молибден (0.597 мас.%)-алюминий (0.56 мас.%)-магний (0.249 мас.%) [158].
Измерения плотности и ПН расплавов проводили методом большой лежащей капли в графитовой чашечке в атмосфере гелия от температуры плавления расплава до -950 К по методике описанной в главе 2. Образцы для исследования получали из сплава цинка, производимого на заводе «Электроцинк» (г. Владикавказ, Россия). Химический анализ образцов осуществляли при помощи волнового рентгенофлуоресцентного спектрометра ARL ADVANT X (Thermo Fisher SCIENTIFIC, Швейцария, 2010).
Все измерения плотности и ПН изученных сплавов проводили на вакуумной установке с водоохлаждаемым корпусом, которая до начала опытов предварительно откачивалась до давления 0,01 Па в течение 40 минут. Далее в камеру напускали гелий высокой чистоты (марки А) и начинали собственно эксперимент. Каплю исследуемого вещества подавали на рабочее место через изогнутый кварцевый капилляр. При заданной температуре каплю выдерживали 1 минуту, интервал между последовательными снимками занимал 5 минут. Измерения проводили в режиме охлаждения. Фотографирование профиля капли проводили цифровым аппаратом, изображения экваториальных сечений капли обрабатывали с использованием современных информационных технологий, основанных на методике [38, 39]. Погрешность измерений, обусловленная ошибкой определения координат меридионального сечения капли, составила 1% для плотности и 2% для ПН при выполнении условия R0 / а 0.05 (где До - максимальный радиус капли, а = (2a/(pg))1/2 - капиллярная постоянная, g - ускорение свободного падения). Измерения плотности и ПН образцов проводили не менее 10 раз.
Политермы плотности расплава цинк-алюминий-молибден-магний и чистых алюминия и цинка С целью разрушения оксидов, перед измерением , сплав нагревали до 950, а затем проводили измерения в режиме охлаждения. Из рисунка 3.4. видно, что плотность изученных сплавов понижается с температурой: РАЇ Рсплав Pzn- Статистический анализ полученных данных позволяет заключить, что наилучшей аналитической аппроксимацией плотности сплавов Zn-Mo-Al-Mg является линейное уравнение вида р = 7263.1 - 1.02 Т. Полученный нами температурный коэффициент плотности сплава dpldT = 1.02 кг/(м3хК) близок к значению dp/dT для чистого цинка [163, 164]. В работе [169] подчеркивается, что данных по плотности сплавов цинк-алюминий в литературе крайне мало. На основе термодинамической модели предсказываются значения плотности сплавов цинк-алюминий. Показано, что плотность сплавов цинк-алюминий линейно понижается с температурой, что согласуется с нашими данными.
Температурная зависимость ПН имеет особенность - при охлаждении на политерме наблюдается слабый купол. С увеличением температуры ПН сплава повышается и достигает значения, близкого к а чистого цинка. Это можно объяснить тем, что цинк, обладающий меньшим значением ПН, заполняет всю поверхность и при дальнейшем увеличении температуры влияние примесей проявляется слабо. Наличие оксидов цинка еще более усложняет картину. Обнаруженное повышение ПН сплавов цинка при наличии примеси алюминия согласуется с данными [169].
Рисунок 3.6. – Фазовый состав изученного сплава Zn–0.56мас.% Al–0.6мас.% Mo–0.25мас.%Mg (сербской бронзы) Результаты рентгенофазового анализа изученных образцов, полученные при помощи компактного настольного порошкового дифрактометра D2 PHASER (Bruker AXS, Германия, 2011) (см. рисунок 3.6), свидетельствуют, что в состав сплава входит химсоединение Al0.71Zn0.29, которое может оказывать существенное влияние на физико-химические свойства сплава, хотя в системе Zn-Al подобные соединения ранее не наблюдались: цинк с алюминием образует систему эвтектического типа, на равновесной диаграмме состояния имеется одна эвтектическая точка (381C) и одна эвтектоидная точка (277C) [113] (см. рисунок 3.7)
Таким образом, на основе анализа литературных данных сплавов цинка с металлами установлена необходимость более интенсивного изучения плотности и ПН таких систем, находящих широкое применение из-за уникальной комбинации свойств. Методом лежащей капли в атмосфере гелия получены политермы плотности и ПН сплава цинк - молибден (0.597 мас.%) -алюминий (0.560 мас.%) - магний (0.249 мас.%) в интервале температур от точки плавления до 950 K. Показано, что плотность образцов линейно понижается с температурой, в то время как на политермах ПН имеется слабо выраженный максимум. 3.3. Смачивание расплавами олово-свинец поверхности алюминия и меди
В электронике широко используются свинцово-оловянные припои, поэтому поверхностные свойства припоев ПОС изучены достаточно хорошо [32]. На изотермах ПН в области малых концентраций свинца обнаруживаются осцилляции ПН [11]. Однако влияние малых добавок свинца на углы смачивания расплавами Sn-Pb алюминия и меди изучено недостаточно.
В работе [171] показано, что жидкий свинец смачивает медь, первоначальный контактный угол составляет 78, в течение 5 мин он достигает нулевого значения. Жидкое олово растекается значительно медленнее, нулевой контактный угол образуется за 10 мин. Сплавы Pb+Sn, содержащие 5–10 мас.%Sn, растекаются значительно быстрее, чем чистые компоненты, время полного растекания составляет 2–3 мин. С увеличением содержания до 20 мас.% Sn скорость растекания уменьшается. Микрорентгеноспектральные исследования системы Cu-(Pb+20мас.%Sn), проведенные в [171], позволили определить диффузионную зону для олова, которая составляет 10 мкм. Основной фазой является -твердый раствор олова в меди и кристаллы интерметаллида Cu31Sn8 в виде пирамид, ряд из которых легирован до 6 мас.%Pb.
Политермы плотности и поверхностного натяжения расплава цинк-алюминий-молибден-магний
На политермах углов смачивания расплавами олово-свинец поверхности алюминия, при температурах 700 K обнаруживаются пороги смачивания. С добавлением к олову малых добавок свинца температура, при которой наблюдается резкое понижение углов смачивания, уменьшается, а максимум (925 K) достигается для чистого олова. Методом растровой электронной микроскопии на поверхности алюминия вдоль границ зерен обнаруживаются дендритные микро(нано)структуры закристаллизовавшегося расплава Sn-Pb. Показано, что перед смачиванием на алюминиевой подложке предварительно образуется «сетка» припоя (распространяющегося вдоль зернограничных сочленений), которая способствует растеканию расплава по поверхности алюминия.
Исследованы политермы углов смачивания расплавами олово-свинец поверхности меди, при этом выявлены пороги смачивания. Для чистого олова и малоконцентрированных расплавов порог смачивания наблюдается при температуре 675 K. При дальнейшем добавлении свинца температура начала резкого снижения угла смачивания становится более высокой и достигает максимума для чистого свинца. Методом растровой электронной микроскопии на подложке в зоне растекания обнаружены микро(нано)размерные пирамиды, которые ограничивают смачивание до углов 30.
В рамках термодинамики поверхностных явлений получено соотношение для оценки размерного эффекта температуры контактного плавления, учитывающее дополнительное капиллярное давление в наночастицах (нанопленках). В качестве примера оценена температура КП нанопленок Sn и Bi. Получено удовлетворительное согласие теоретических оценок и известных экспериментальных данных. 1. Методом лежащей капли изучены политермы плотности и поверхностного натяжения висмутистого свинца. Показано, что как плотность , так и поверхностное натяжение линейно понижаются с температурой. По абсолютной величине значения р и а висмутистого свинца находятся между и а чистого свинца и свинец-висмутовой эвтектики. 2. Исследованы температурные зависимости углов смачивания висмутистым свинцом реакторных сталей ЭК-173, ЭК-181, ЭК-450, ЭП-753А и ЭП-753ТЮР в диапазоне от точки плавления до 1050 К. Обнаружено, что при температурах ниже 1000К изученные подложки не смачиваются висмутистым свинцом. Введение алюминия приводит к улучшению антикоррозионных свойств сталей: 9 90 даже при температурах свыше 1000 К, в то время как отсутствие алюминия приводит к смачиванию подложек висмутистым свинцом. 3. Методом лежащей капли в атмосфере гелия изучены политермы плотности и поверхностного натяжения сплава цинк-молибден (0.6 мас.%) - алюминий (0.56 мас.%) - магний (0.25 мас.%) в интервале температур от точки плавления до -950 К. Показано, что плотность сплава линейно понижается с температурой, в то время как на политермах поверхностного натяжения имеется слабо выраженный максимум при температуре Т = 850 К. 4. Установлено, что при температуре Т 813К наблюдается резкое снижение краевого угла смачивания (9 от 130 до 10-15) сербской бронзой меди. Методом растровой электронной микроскопии выявлено образование микро(нано)кристаллов интерметаллидов. На политермах краевого угла смачивания сербской бронзой нержавеющей стали 12Х18Н9Т при 1050К обнаружен порог смачивания. При изучении структуры закристаллизовавшейся пленки обнаруживаются микрофазы FemAln сферической формы. При температурах Г 780 К наблюдается 113 смачивание алюминия сербской бронзой, интервал температур снижения угла смачивания широкий – от 770 до 850 K. Обнаружено, что на алюминиевой подложке образуются пластинчатые образования. 5. На политермах углов смачивания расплавами олово-свинец поверхности алюминия, при температурах 700 K обнаруживаются пороги смачивания. С добавлением к олову малых добавок свинца температура, при которой наблюдается резкое понижение углов смачивания, уменьшается, а максимум (925 K) достигается для чистого олова. Методом растровой электронной микроскопии на поверхности алюминия вдоль границ зерен обнаруживаются дендритные микро(нано)структуры закристаллизовавшегося расплава Sn-Pb. Показано, что перед смачиванием на алюминиевой подложке предварительно образуется «сетка» припоя (распространяющегося вдоль зернограничных сочленений), которая способствует растеканию расплава по поверхности алюминия. 6. Исследованы политермы углов смачивания расплавами олово-свинец поверхности меди, при этом выявлены пороги смачивания. Для чистого олова и малоконцентрированных расплавов порог смачивания наблюдается при температуре 675 K. При дальнейшем добавлении свинца температура начала резкого снижения угла смачивания становится более высокой и достигает максимума для чистого свинца. Методом растровой электронной микроскопии на подложке в зоне растекания обнаружены микро(нано)размерные пирамиды, которые ограничивают смачивание до углов 30. 7. В рамках термодинамики поверхностных явлений получено соотношение для оценки размерного эффекта температуры контактного плавления, учитывающее дополнительное капиллярное давление в наночастицах (нанопленках). В качестве примера оценена температура КП нанопленок Sn и Bi. Получено удовлетворительное согласие теоретических оценок и известных экспериментальных данных.
