Диссертация (Разработка технологических основ нанесения алюмоматричного композиционного материала на сегмент упорного подшипника скольжения), страница 11

Подтверждением этого является снижение содержания73кремния в составе диффузионного слоя при одновременном увеличенииколичества алюминия, в то время как доля железа остается практическинеизменной (Рисунок 3.10). Кроме того, следует отметить, что при образованиитройных интерметаллидов Fe-Al-Si, кремний занимает структурные вакансии вдвойных интерметаллидах системы Fe-Al, способствуя уменьшению скоростидиффузии алюминия и железа через них [82]. Таким образом, взаимодействиеалюминиевого расплава с твердой стальной подложкой при нанесении покрытияиз алюминиевого сплава 4047 процессом аргонодуговой наплавки на сталь спромежуточным слоем цинка можно представить следующим образом: приконтакте алюминиевого расплава с поверхностью твердой стали, происходитрастворения поверхностных неровностей подложки в расплаве и образованиефазы FeAl3 и Fe2Al5.

После этого кремний, присутствующий в составеалюминиевого расплава начинает диффундировать в кристаллическую решеткудвойных интерметаллидов, приводя к получению интерметаллидов составаAl7,4Fe2Si. На последней стадии взаимодействия со стороны стали образуютсяфазы Fe(Al,Si)3. При этом их толщина незначительна, так как скорость диффузииалюминия и кремния через кристаллическую решетку фазы Al7,4Fe2Si меньше посравнению с таковой через Fe2Al5.

Кроме того, скорость роста тройныхинтерметаллидных фаз системы Fe-Al-Si меньше, чем у интерметаллидовдвойной системы Fe-Al, что также приводит к получению диффузионного слоясредней толщиной 7 мкм, достаточно небольшой для сварки плавлением [83].Однако, присутствие трещин как в диффузионном слое, так и по его границе состальной подложкой не в меньшей степени, чем значение толщиныдиффузионного слоя, увеличивает вероятность получения низкого уровняадгезионной прочности между подложкой и наплавленным слоем.Полученные результаты согласуются с литературными данными, всоответствии с которыми кремний из алюминиевого расплава диффундирует винтерметаллидный слой между стальной подложкой и алюминиевым расплавоми распределяется во всем его объеме (Рисунок 3.11), что обеспечивает снижениеинтенсивности роста интерметаллидов [65,84].74абРисунок3.11.Распределение кремния в диффузионной зоне на границе раздела стальалюминий сварного шва, полученного при сварке неплавящимсявольфрамовым электродом стали с алюминием и контакте расплавленнойприсадочной проволоки, содержащей 5 масс.%(а) и 12 масс.%(б) кремния [65](диффузионная зона обозначен черным прямоугольником)Значения микротвердости интерметаллидного слоя лежат в диапазоне 327423 HV.

Однако, следует отметить, что при измерении микротвердости вобразцах происходило образование трещин, и разрушение по границе разделафаз Al7,4Fe2Si и Fe(Al,Si)3 вследствие их малой пластичности и высокойхрупкости (Рисунок 3.12).Рисунок 3.12.Микроструктура характерных участков диффузионной зоны послеаргонодуговой наплавки алюминиевого сплава марки 4047 на поверхностьстали с промежуточным слоем цинка и измерения микротвердости75При испытаниях по оценке адгезионной прочности биметаллическиеобразцы разрушались от незначительного силового воздействия при ихподготовке к механическим испытаниям, что дает основание считатьполученные данным способом покрытия неработоспособными, несмотря намалое значение толщины интерметаллидного слоя (7 мкм).3.2.2 .

Исследование диффузионной зоны на границе раздела стальалюминий при нанесении покрытия на сталь с полным проплавлениемпромежуточного слоя из алюминияПолученныепроцессомаргонодуговойнаплавкипокрытияизалюминиевого сплава марки 4047 имеют толщину до 5 мм. При этом следуетотметить, что в диффузионной зоне полученного образца происходят измененияпо сравнению с исходным состоянием, в результате которых в нем можновыделить две характерные области (Рисунок 3.13):- область I, образовавшаяся в результате полного проплавленияалюминиевого промежуточного слоя;-областьII,подвергшаясятермическомувлияниювпроцессеаргонодуговой наплавки алюминиевого покрытия.Рисунок3.13.Покрытие, наплавленное на сталь с полным проплавлениемалюминиевого подслоя1 – наплавленный слой из сплава 4047; алюминиевый промежуточный слой изалюминия сплавов А5 или АД1; 3 – подложка из стали 20763.2.2.1.

Нанесение покрытия на сталь с промежуточным слоем изалюминия, полученного дуговым алитированиемОбразцы, изготовленные наплавкой на алюминиевый промежуточный слой,полученный дуговым алитированием, характеризуется большими значениямитолщиныинтерметаллидногослоя, чемпринанесениинацинковыйпромежуточный слой (сравнить Рисунок 3.9 и Рисунок3.14). Значения толщиныинтерметаллидного слоя в области I, ограниченной размерами контактирующействердойстальюсварочнойванны,образовавшейсяподдействиемэлектрической дуги в процессе аргонодуговой наплавки, лежат в диапазоне от 7до 22 мкм, в среднем – 18 мкм.

В области II, образованной вследствие нагревавыше температур начала интенсивного роста интерметаллидов системы Fe-Al ихарактеризующейся протяженностью до 400 мкм от наплавленного металла, онасоставляет от 6 до 14 мкм при среднем значении 12 мкм (Рисунок 3.14).абРисунок 3.14.Микроструктура интерметаллидного слоя на границе раздела сталь-алюминийобразца, изготовленного аргонодуговой наплавкой алюминиевого сплава 4047на сталь 20 с полным проплавлением промежуточного слоя алюминия маркиА5, полученного дуговой наплавкой по технологии СМТа – область I контакта алюминиевого расплава с твердой сталью;б – область II термического влиянияИнтерметаллидный слой в области I схож по внешнему виду с таковым,характерным для образца, изготовленного процессом аргонодуговой наплавки на77сталь с цинковым промежуточным слоем. Видно, что в объеме диффузионногослоя присутствует кремний, что свидетельствует об образовании тройныхинтерметаллидных фаз системы Fe-Al-Si разного стехиометрического состава(Рисунок 3.14, а).Вероятно, полное проплавление промежуточного алюминиевого слоя впроцессе аргонодуговой наплавки покрытия из матричного сплава КМ сприменениемкремнийсодержащихприсадочныхпрутковприводиткчастичному растворению диффузионного слоя двойной системы Fe-Al,сформированного при нанесении алюминиевого промежуточного слоя, а такжеразвитию процесса диффузии в него кремния, следствием которого и являетсяобразованиетройныхинтерметаллидныхфаз.Полноерасплавлениедиффузионного слоя при этом практически исключено, так как температурасварочной ванны, препятствующей прямому воздействию высокотемпературнойэлектрической дуги, ниже температуры плавления интерметаллидов и непревышает 900°С [85] (Таблица 9).Таблица 9.Температуры плавления интерметаллидов системы Fe-Al различногостехиометрического состава [86]СоединениеСостав соединения (в долях)Температура плавления, ºСFeAlFe1/2Al1/21310FeAl2Fe1/3Al2/31092FeAl3Fe1/4Al3/41157Fe2Al5Fe2/7Al5/71171Fe3AlFe3/4Al1/41552Таким образом средняя толщина интерметаллидного слоя в области I на 11мкм больше, чем в образце с цинковым промежуточным слоем, что может бытьсвязано со снижением количества кремния в составе покрытия наплавленного сприменением присадочных прутков, содержащих 11-13%масс.

кремния, врезультате его разбавления полностью расплавленным подслоем из чистого78алюминия.Другимфактором,приводящимкувеличениютолщиныинтерметаллидного слоя в области I может считаться лишь частичное егорастворение при контакте с алюминиевым расплавом. При этом скоростьобразования новых интерметаллидных фаз в результате нагрева превышаетскорость растворения интерметаллидного слоя.Фазовый состав интерметаллидного слоя области II аналогичен построению таковому, образованному при получении промежуточного слоя изчистого алюминия марки А5 процессом дугового алитирования по технологииСМТ (сравнить Рисунок 3.1 и Рисунок 3.14, б).

Главные отличия связаны сбольшей его толщиной, а также присутствием в нем многочисленных трещин(Рисунок 3.14, б). Повышение толщины ИМ слоя в области II являетсяследствием нагрева этой области до значений температур превышающих началоинтенсивногоростаинтерметаллидов.Приграничнаякнаплавленномуалюминиевому подслою часть интерметаллидного слоя толщиной 6 мкмхарактеризуется множеством трещин, появление которых связано с высокойтвердостью и хрупкостью образующих ее интерметаллидов на основе алюминиястальной подложки, имеет сопоставимую среднюю толщину (6 мкм) ипредставляет собой языкообразные сплошные включения интерметаллидовдвойной системы Fe-Al на основе железа (Fe2Al3, FeAl, Fe3Al), образование ирост которых связаны с процессом диффузии алюминия в сталь при нагреве впроцессе наплавки. После термического воздействия процесса аргонодуговойнаплавкипокрытияизматричногосплаваКМсредняятолщинаинтерметаллидной прослойки в области 2 увеличилась с 8 до 12 мкм (на 50%).Значения толщины части прослойки, состоящей из интерметаллидов на основеалюминия, выросло с 3,6 до 6 мкм, в то время как для таковой изинтерметаллидов на основе железа рост составил с 4,6 до 6 мкм, что составляетсоответственно 66% и 30% от начальных значений.