Автореферат (1026133), страница 3
Текст из файла (страница 3)
Средние значения толщины интерметаллидногослоя в области I и II в среднем составляют 12 и 18 мкм соответственно. Этосвязано с тем, что в области I алюмокремниевый сплав контактирует не споверхностью твердой стали, а со сплошным слоем интерметаллидов,сформированным при нанесении алюминиевого промежуточного слоя, чтоприводит к частичному его растворению и развитию процесса диффузии в негокремния и, как следствие, образованию тройных интерметаллидных фаз.Скорость образования новых интерметаллидов системы Fe-Al-Si выше скоростирастворения интерметаллидов Fe-Al. Кроме того, следует учитыватьуменьшение содержания кремния в составе наплавленного слоя в результате егоразбавления полностью расплавленным подслоем из чистого алюминия. Вобласти II, образованной вследствие нагрева выше температур началаинтенсивного роста интерметаллидов системы Fe-Al и характеризующейсяпротяженностью до 400 мкм от границы проплавления, толщинаинтерметаллидного слоя составляет в среднем 12 мкм (Рисунок 2).
Увеличениетолщины интерметаллидного слоя на 50%, по сравнению с исходным состояниемпроисходит вследствие активации диффузионных процессов между сталью иалюминием в твердой фазе. В приграничной к наплавленному алюминиюподслою части интерметаллидного слоя присутствуют трещины, появлениекоторых связано с высокой твердостью и хрупкостью образующих ееинтерметаллидов на основе алюминия.абРисунок 2.Микроструктура области I(а) и II(б) образца, изготовленного аргонодуговойнаплавкой с полным проплавлением промежуточного слоя из алюминия маркиА5, полученного дуговым алитированием по технологии СМТПри наплавке покрытия из алюмокремниевого сплава на сталь с полнымпроплавлением промежуточного слоя из алюминия, полученного процессомсварки взрывом, образующийся интерметаллидный слой в области I имеетнепрерывный характер и среднюю толщину 5 мкм.
Непрерывность и сплошностьэтот слой приобретает в результате образования интерметаллидов в местах ихотсутствия на границе сталь-алюминий исходного образца в процессеаргонодуговой наплавки за счет диффузионного взаимодействия между стальюи алюминием при контакте алюмокремниевого расплава с поверхностью твердойстали. По стехиометрическому составу интерметаллидный слой идентичентаковому, образовавшемуся при наплавке на сталь с промежуточным слоемцинка.
Это свидетельствует о полном растворении в алюмокремниевом расплавеинтерметаллидов системы Fe-Al, расположенных на границе раздела после8получения соединения процессом сварки взрывом. Меньшие значения толщиныинтерметаллидного слоя образца с полным проплавлением промежуточного слояиз алюминия, полученного сваркой взрывом, по сравнению с образцом спромежуточным слоем, полученным дуговым алитированием, связаны сразличиями в структуре исходного интерметаллидного слоя, образовавшегосяпри нанесении алюминиевого промежуточного слоя на сталь.В диффузионном слое, подвергшемуся термическому влиянию процессанаплавки области II, на протяжении 350-400 мкм от границы наплавленноговалика имеет место рост оплавов и включений интерметаллидов (в среднем с 16до 30 мкм), а также изменение их стехиометрического состава с FeAl5 и FeAl6 наFe2Al7; FeAl и Fe2Al5, что является результатом активации диффузионныхпроцессов в твердой фазе (Рисунок 3).Рисунок 3.Микроструктура диффузионной зоны образца, изготовленногоаргонодуговой наплавкой алюмокремниевого сплава на сталь 20 с полнымпроплавлением промежуточного слоя алюминия марки АД1, полученногосваркой взрывомПри наплавке алюмокремниевого сплава на сталь с частичным проплавлениемпромежуточного слоя из алюминия, полученного сваркой взрывом,интерметаллидная фаза, расположенная по границе раздела в виде оплавов, неизменяет своих исходных размеров и формы.
Однако, металлографическиустановлено, что в местах отсутствия оплавов происходит образование сплошногослоя интерметаллидов, состоящих преимущественно из фазы Fe2Al5 среднейтолщиной до 6 мкм (рисунок 4). В результате этого происходит уменьшениепротяженности зоны, свободной от интерметаллидной фазы с 15-20% до 2-5% отобщей площади сварного соединения.
Образование этого слоя является, повидимому, развития диффузионных процессов в твердой фазе.абРисунок 4.Микроструктура диффузионного слоя образца в исходном состоянии (а) ипосле аргонодуговой наплавки алюмокремниевого сплава на сталь 20с частичным проплавлением промежуточного слоя из алюминия АД1,полученного сваркой взрывом9Результаты металлографических исследований диффузионной зонынаплавленных образцов и имеющиеся данные о кинетике образованияинтерметаллидов позволили установить механизмы и предложить схемыобразования и роста интерметаллидов на границе раздела для каждогоисследованного случая аргонодуговой наплавки покрытий из алюмокремниевогосплава на сталь с промежуточными слоями (Рисунок 5).абвРисунок 5.Схема формирования интерметаллидного слоя при наплавкеалюмокремниевого сплава на сталь с промежуточным цинковым покрытием (а),полным проплавлением промежуточного слоя алюминия, полученного дуговымалитированием (б) и сваркой взрывом (в)При нанесении покрытия на промежуточный слой цинка на первой стадиижелезо растворяется в расплаве Al-Si и атомы кремния агрегируют наповерхности твердой стали.
Дальнейшее развитие этих процессов на второйстадии приводит к образованию на поверхности твердой стали фазыθ - Fe(Al,Si)3, имеющей температуру плавления 1100ºС. Третья стадияхарактеризуется формированием и последующим ростом со сторонынаплавленного покрытия из алюминиевого сплава интерметаллидовτ5 - Al7.4Fe1.8Si с температурой плавления 850ºС, которая препятствует росту фазыθ-Fe(Al,Si)3 и становится основной составляющей интерметаллидного слоя. Начетвертой стадии продолжается рост толщины интерметаллидного слоя за счетобразования только фазы τ5-Al7.4Fe1.8Si.В отличие от рассмотренного случая, при нанесении покрытия на сталь сполным проплавлением промежуточного алюминиевого слоя, полученногодуговым алитирование, алюмокремниевый расплав контактирует со сплошнымслоем имеющихся на границе раздела сталь-алюминий интерметаллидов Fe-Al.Поэтому на первой стадии алюмокремниевый расплав смачивает, растекается ирастворяет верхнюю часть интерметаллидного слоя, преимущественноимеющего состав FeAl3.
Это обеспечивает возможность его физическогоконтакта со слоем из интерметаллидов Fe2Al5 расположенными ниже. Втораястадия характеризуется процессом диффузии кремния в кристаллическуюрешетку интерметаллидов Fe2Al5 по вакансионному механизму. В результатеэтого даже в местах отсутствия языкообразных выростов в направлении10стальной подложки образуются тройные интерметаллиды θ-Fe(Al,Si)3.
Третьястадия связана с образованием на месте растворившегося интерметаллида FeAl3интерметаллидной фазы τ5-Al7.4Fe1.8Si. Причем механизм ее формированияаналогичен рассмотренному при наплавке на сталь с промежуточным слоемцинка. На заключительной четвертой стадии происходит рост размеров фазыτ5 - Al7.4Fe1.8Si и кристаллизация алюмокремниевого расплава.Механизм образования и роста интерметаллидов на границе раздела принаплавке алюмокремниевого сплава на сталь с полным проплавлениемпредварительно нанесенного процессом сварки взрывом промежуточного слояиз алюминия будет иметь ряд отличий.
Главное из которых заключается вналичии на границе раздела сталь-алюминий дискретного слоя интерметаллидовсистемы Fe-Al. Поэтому при полном расплавлении промежуточного слоя изалюминия на первой стадии интерметаллидная фаза, расположенная с егостороны, будет удаляться, в то время как оплавы присутствующие со стороныстальной подложки останутся на своих местах. Последующее смачивание ирастекание алюминиевого расплава по поверхности подложки обеспечивает егофактический контакт как со сталью, так и с оплавами.
На втором этапе в местахотсутствия оплавов в результате взаимодействия по механизму, описанномуранее, происходит образованием θ-Fe(Al,Si)3 и τ5-Al7.4Fe1.8Si фаз. На третьемэтапе на границе между интерметаллидами θ-Fe(Al,Si)3, оплавами и расплавомпроисходит образование фазы τ5-Al7.4Fe1.8Si по механизму, описанному ранее.После этого на четвертой стадии продолжается рост толщины сплошного слояфазы τ5-Al7.4Fe1.8Si.Установлено, что покрытия, полученные на стали с промежуточным слоемцинка не обладают достаточной адгезионной прочностью для проведенияиспытаний. Значения адгезионной прочности образцов, изготовленных с полнымпроплавлением алюминиевого промежуточного слоя, полученного дуговымалитированием, составили не более 15 МПа и 25 МПа при испытаниях на срез иотрыв соответственно.
При наплавке на сталь с промежуточным слоемалюминия, полученного сваркой взрывом в области контакта расплава истальной подложки значения адгезионной прочности составили до 37,8 МПа и43 МПа при испытании на срез и отрыв соответственно. Установлено, чтоуменьшение протяженности зон, в которых отсутствует интерметаллидная фаза, с15-20% до 2-5% приводит к падению адгезионной прочности в 2 раза. На образцахс частичным проплавленинем подслоя, полученного сваркой взрывом, и,соответственно, температурой нагрева диффузионной зоны ниже температурыобразования интерметаллидной фазы в местах отсутствия оплавов, прочностныехарактеристики находятся на уровне выше 60 МПа.Показано, что при дискретном характере интерметаллидного слоя разрушениев местах отсутствия интерметаллидной фазы на границе раздела стальалюминиевый подслой имеет вязкий характер, в то время как при сплошном слоеинтерметаллидов–хрупкий,чтоподтверждаетсярезультатамифрактографического анализа образцов.На основании проведенных исследований выбрана схема наплавки на стальс частичным проплавлением алюминиевого промежуточного слоя,11исключающая контакт расплава со сталью и обеспечивающая наибольшиепрочностные характеристики.
При этом следует ограничить термическоевоздействие на границу раздела сталь-алюминиевый подслой дляпредотвращения возникновения диффузионных процессов в твердой фазе иобразования сплошного интерметаллидного слоя в местах отсутствия оплавов.Для определения значения температур, при которых происходит активациядиффузионных процессов, было проведено моделирования тепловых процессовпри аргонодуговой наплавке на биметаллическое основание.В четвертой главе приведены результаты моделирования тепловыхпроцессов при аргонодуговой наплавке алюмокремниевого сплава на стальноеоснование с промежуточным слоем из алюминия, полученным сваркой взрывом.Исследовано влияние температуры нагрева диффузионной зоны на границе разделасталь-алюминиевый подслой на толщину интерметаллидного слоя и прочностныехарактеристики сталеалюминиевого соединения.Моделирование выполнялось в программном комплексе (ПК) «СВАРКА»,разработанномнакафедре«Технологиисваркиидиагностики»МГТУ им.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
