Диссертация (1026134), страница 12
Текст из файла (страница 12)
Эти результаты позволяютсделать вывод о том, что в твердой фазе процесс диффузии железа в алюминий79через диффузионный слой имеет большую скорость по сравнению с диффузиейалюминия в железо.Таким образом, увеличение скорости диффузии в результате термическоговоздействия при нанесении алюминиевого покрытия на сталь с полнымпроплавлением промежуточного подслоя из чистого алюминия марки А5,полученного предварительно по технологии СМТ, в сочетании с неравномернымраспределением интерметаллидов различного стехиометрического состава,приводят к увеличению толщины интерметаллидного слоя на величину до 50%по сравнению с исходными образцами, а также значительному растрескиваниюпреимущественно со стороны наплавленного слоя из алюминия, что должноотрицательно сказываться на значениях адгезионной прочности.Несмотря на отсутствие возможности определения микротвердостидиффузионного слоя по причине большого количества трещин в нем, оценкумеханических характеристик проводили при статических испытаниях наадгезионную прочность.
Полученные значения адгезионной прочности непревышали 15 МПа при испытаниях на срез по ОСТ 92 8629-75 и 25 МПа прииспытании отрыв по РД 31.28.09-93, что является недостаточным для выбораданной технологии, поскольку, как было указано в главе 1, минимальныезначенияадгезионнойпрочностибиметаллическихсталеалюминиевыхэлементов подшипников скольжения турбин должно составлять 60 МПа.3.2.2.2. Нанесение покрытия на сталь с промежуточным слоем изалюминия, полученным сваркой взрывомОбразцы, полученные наплавкой алюминиевого покрытия на подслой,нанесенныйсваркойвзрывом,сполнымегопроплавлением,такжехарактеризуются наличием двух областей, в которых произошли измененияхарактера интерметаллидного слоя (Рисунок 3.15):ОбластьI,образовавшаясяврезультатеполногопроплавленияалюминиевого промежуточного слоя, характеризуется наличием двух зон(Рисунок 3.16):80- зона А, периферийная часть наплавленного валика;- зона Б, центральная часть наплавленного валика.абРисунок 3.15.Покрытие, наплавленное на сталь с подслоем из алюминия толщиной 3мм(а) и5 мм(б), полученный сваркой взрывом1 – наплавленное покрытие аз алюминиевого сплав 4047; алюминиевыйпромежуточный слой из сплава АД1; 3 – сталь 20Рисунок 3.16.Микроструктура в области I после аргонодуговой наплавки наплавкиматричного сплава КМ на сталь с полным проплавлением промежуточного слояиз алюминия АД1Зона А в области I, расположена на границе проплавления и имеетпротяженность 180 мкм для образца с толщиной промежуточного слоя 3 мм.Интерметаллидный слой на границе сталь-алюминий в этой зоне образуетнепрерывный слой состоящий из интерметаллидов, образовавшихся в процессеаргонодуговой наплавки, а также полученных при сварке взрывом и не успевшихполностью растворится в наплавляемом металле.
Причем, непрерывность исплошность слой приобретает в результате образования интерметаллидов вместах их отсутствия на границе сталь-алюминий исходного образца в процессеаргонодуговой наплавки за счет диффузионного взаимодействия между сталью81и алюминием при контакте алюминиевого расплава с поверхностью твердойстали. Однако, высокие скорости охлаждения сварочной ванны, свойственныепроцессуаргонодуговойнаплавки,ограничиваютдлительностьэтоговзаимодействия, поэтому толщина диффузионного слоя в зоне А области I непревышает 10 мкм (Рисунок 3.17).В зоне А области I диффузионного слоя появляется кремний, входящий всостав присадочного материала.
Максимальная концентрация кремния вколичестве до 19 ат.% находится на расстоянии не более 4 мкм от границыразделанаплавленныйалюминиевыйсплав-интерметаллидныйслой(Рисунок 3.17Рисунок). Как было показано ранее, наличие в системе Fe-Alкремния приводит к образованию интерметаллидных соединений тройнойсистемы Fe-Al-Si, обладающих меньшими значениями скорости роста всравнении с интерметаллидами двойной системы Fe-Al. Кроме того, в частиинтерметаллидного слоя, прилегающей к стальной подложке, происходитвыравнивание концентрации железа до значений 20-40 ат.%, приводящее кобразованию интерметаллидных фаз стехиометрического состава FeAl2, Fe2Al5.Рисунок3.17.Микроструктура и результаты рентгеноспектрального анализа (а, б, в)интерметаллидного слоя в зоне А области I образца с полным проплавлениемпромежуточного слоя из алюминия АД1 толщиной 3 мм, полученного сваркойвзрывом, после аргонодуговой наплавки82При увеличении толщины алюминиевого промежуточного слоя из чистогоалюминия марки АД1, полученного сваркой взрывом, с 3 до 5 мм в процессеаргонодуговойнаплавкипроисходитуменьшениестепенирастворенияобразовавшихся при сварке взрывом интерметаллидов расположенных в зоне Аобласти I интерметаллидного слоя.
Интерметаллиды при этом сохраняютисходное расположение на границе раздела сталь-алюминий в виде сплошныхслоев или скоплений раздробленных частиц (Рисунок 3.18). Кроме того, меньшеесодержание кремния в составе интерметаллидов (до 8 ат.%) свидетельствует обуменьшении скорости его диффузии по причине снижения его концентрации всварочной ванне (сравнить Рисунок 3.17 и Рисунок3.18).Рисунок 3.18.Микроструктура и результаты рентгеноспектрального анализа (а, б)интерметаллидного слоя в зоне А области I образца с промежуточным слоем изалюминия АД1 толщиной 5 мм, полученного сваркой взрывом, послеаргонодуговой наплавки83Эти различия в характере и составе интерметаллидного слоя образцов сразличной толщиной промежуточного слоя из алюминия в области Iнаплавленного металла связаны главным образом с тем, что в процессеаргонодуговой наплавки на образец, имеющий большую толщину алюминиевогопромежуточного слоя, основная часть тепловой энергии электрической дугизатрачивается на проплавление этого промежуточного слоя.
Кроме того,происходит интенсивный отвод теплоты из зоны наплавки. Результатом этогоявляется существенное снижение времени существования сварочной ванны идлительности взаимодействия между алюминиевым расплавом и твердойстальной подложкой, приводящее к уменьшению степени растворенияинтерметаллидного слоя и количества кремния в его составе.Интерметаллидный слой в зоне Б области I несколько отличается оттакового в зоне А (центральная часть наплавленного валика) для образцов столщиной алюминиевого промежуточного слоя 3 мм.
При этом для образцов столщиной промежуточного слоя 5 мм не было установлено изменения характераинтерметаллидного слоя по сравнению с зоной Б, поэтому в дальнейшемприведено описание только зоны Б области I образцов со значением толщиныпромежуточного слоя 3 мм.Интерметаллидный слой в зоне Б области I характеризуется сплошностью изначениями толщины от 2 до 7 мкм, в среднем 5 мкм, а также наличиемиглообразных включений, прорастающих в направлении алюминиевого сплавана глубину до 25 мкм. Согласно результатам рентгеноспектрального анализа, этивключения представляют собой интерметаллиды, содержащие незначительноеколичество железа (до 6 ат.%) (Рисунок 3.19).Меньшие значения толщины интерметаллидного слоя в зоне Б области Iобразца с полным проплавлением промежуточного слоя из алюминия АД1,полученного сваркой взрывом, по сравнению с образцом, изготовленным поаналогичной схеме, но имеющим промежуточный слой из алюминия,полученный дуговым алитированием по технологии СМТ, связаны с различиямив структуре исходного интерметаллидного слоя, образовавшегося при нанесении84алюминиевого промежуточного слоя на сталь, определяющими кинетикупротекания реакции по границе раздела между твердой сталью и расплавомалюминия.Интерметаллидныйслой,характеризующийсясплошнымхарактером, не растворяется полностью при контакте с алюминиевымрасплавом, в результате чего происходит увеличение его толщины.
Придискретном характере в составе слоя наряду с интерметаллидами системы Al-Feприсутствует алюминий в виде эвтектики [78], что способствует повышениюскорости его растворения, значение которой превышает скорость образованияновых интерметаллидов, а также переходу его в объем наплавляемого металла.Кроме того, наличие кремния в составе присадочного материала оказываетположительное влияние на ограничение скорости образования и роста новыхинтерметаллидных фаз.абРисунок 3.19.Микроструктура и результаты рентгеноспектрального анализаинтерметаллидного слоя в зоне Б области I образца с промежуточным слоем изалюминия АД1 толщиной 3 мм, полученного сваркой взрывом, послеаргонодуговой наплавки85При растворении интерметаллидных фаз, образованных в процессенанесения промежуточного слоя из алюминия марки АД1 сваркой взрывом,происходитнасыщениесварочнойванныжелезом.Кристаллизациянасыщенного железом расплава сварочной ванны происходит с выделениемтройной интерметаллидной фазы системы Fe-Al-Si (Таблица 10), о чемсвидетельствуют иглообразные включения, равномерно распределенные посечению наплавленного валика вблизи границы раздела сталь-алюминий(Рисунок 3.20).
Причем эти иглообразные включения аналогичны похимическому составу включениям в зоне Б области I (Рисунок 3.19, а).Рисунок 3.20.Микроструктура валика из матричного сплава КМ, наплавленного с полнымпроплавлением промежуточного слоя из алюминия марки АД1, полученногосваркой взрывомТаблица 10.Химический состав включений интерметаллидов системы Al-Si-Fe,расположенных в объеме наплавленного валикаХимические элементыAlSiFeКоличество, ат.%76,318,05,6В интерметаллидном слое области II, подвергшейся термическому влияниюв процессе аргонодуговой наплавки алюминиевого покрытия на протяжении350-400 мкм от границы наплавленного валика имеет место рост оплавов и86включений интерметаллидов, также, как и в образце, полученном процессомаргонодуговой наплавки матричного сплава КМ на сталь с полнымпроплавлением промежуточного слоя алюминия марки Св-А5, нанесеннымдуговым алитированием по технологии СМТ (Рисунок 3.21). Располагающиеся внейинтерметаллидызасчетнасыщенияжелезомизменяютсвойстехиометрический состав с FeAl5 и FeAl6 на Fe2Al7, FeAl2, Fe2Al5, что являетсярезультатом активации диффузионных процессов вследствие термическоговоздействия процесса аргонодуговой наплавки (Рисунок 3.21, а; б; в).
Крометого, происходит двукратное по сравнению с исходным состоянием увеличениеразмеров интерметаллидов (в среднем с 16 до 30 мкм) расположенных валюминиевом слое в виде включений. Также, следует отметить, что онихарактеризуются переменным стехиометрическим составом от FeAl2 вцентральной части до FeAl5/FeAl6 на периферии (Рисунок 3.21, в).Рисунок 3.21.Микроструктура и результаты рентгеноспектрального анализаинтерметаллидного слоя в области II после аргонодуговой наплавкиматричного сплава КМ на промежуточный слой из алюминия АД1, полученныйсваркой взрывом:а – интерметаллидной фазы в исходном состоянии после сварки взрывом;б, в – интерметаллидной фазы, подвергшейся изменению в результатетермического воздействия в процессе аргонодуговой наплавки87Микротвердость интерметаллидного слоя, образовавшегося при контактеалюминиевого расплава с твердой стальной подложкой после наплавки с полнымпроплавлением алюминиевого подслоя (область I) составила 1182-1263 HV состороны наплавленного алюминиевого слоя и 458-872 со стороны стальнойподложки.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
