Диссертация (1026134), страница 14
Текст из файла (страница 14)
При этом, как былопоказано ранее, в зависимости от применяемого способа получения подслоя,интерметаллидный слой обладает рядом отличий. В случае формированияалюминиевого промежуточного слоя на стали процессом дугового алитированияпо технологии СМТ, на границе раздела сталь-алюминий образуется сплошнойслой интерметаллидов.
Поэтому схема формирования диффузионного слоя придальнейшей наплавке алюмокремниевого сплава будет включать следующие94стадии. На первой стадии алюмокремниевый расплав алюминия смачивает,растекается и растворяет верхнюю часть интерметаллидного слоя, имеющегосостав FeAl3. Это приводит к возможности его физического контакта со слоем изинтерметаллидов Fe2Al5. Вторая стадия характеризуется процессом диффузиикремния в кристаллическую решетку интерметаллидов Fe2Al5 по вакансионномумеханизму. Причем глубина диффузии практически сравнима со всей толщинойинтерметаллидного слоя.
В результате этого даже в местах отсутствияязыкообразных выростов в направлении стальной подложки образуютсятройные интерметаллиды θ-Fe(Al,Si)3. Третья стадия связана с образованием наместерастворившегосяинтерметаллидаFeAl3интерметаллиднойфазыτ5- Al7.4Fe1.8Si. Причем механизм ее формирования аналогичен рассмотренномупри наплавке на сталь с промежуточным слоем цинка.
На заключительнойчетвертой стадии происходит рост размеров фазы τ5-Al7.4Fe1.8Si и кристаллизацияалюмокремниевого расплава (Рисунок 3.27).Рисунок 3.27.Схема формирования интерметаллидного слоя при наплавкеалюмокремниевого сплава на сталь с полным проплавлением промежуточногослоя алюминия, полученного дуговым алитированием95При наплавке алюмокремниевого сплава на сталь с полным проплавлениемпредварительно нанесенного процессом сварки взрывом промежуточного слояиз алюминия, схема формирования интерметаллидного слоя будет отличаться. Вданном случае алюмокремниевый расплав будет контактировать с дискретнымслоем интерметаллидов системы Fe-Al, расположенным на границе разделасталь-алюминий.
Поэтому на первой стадии при полном расплавлениипромежуточного слоя из алюминия интерметаллидная фаза, расположенная с егостороны, будет удаляться, в то время как оплавы присутствующие со стороныстальной подложки, останутся на своих местах. Последующее смачивание ирастекание алюмокремниевого расплава по поверхности подложки обеспечиваетего фактический контакт как со сталью, так и с оплавами.На втором этапе в местах отсутствия оплавов в результате взаимодействияпо механизму, описанному ранее, происходит образование θ-Fe(Al,Si)3 и τ5Al7.4Fe1.8Si фаз. При контакте алюмокремниевого расплава с оплавами на ихповерхности образуется фаза FeAl3, которая может растворять кремний до 7 ат.%без образования новой фазы. Присутствие в ее составе кремния снижает скоростьдиффузии железа и алюминия, поэтому в этих местах не наблюдается росттолщины интерметаллидного слоя.На третьем этапе на границе между интерметаллидами θ-Fe(Al,Si)3,оплавами и расплавом алюминия происходит образование фазы τ5-Al7.4Fe1.8Si помеханизму, описанному ранее.
После этого на четвертой стадии продолжаетсярост толщины сплошного слоя фазы τ5-Al7.4Fe1.8Si, который завершается прикристаллизации алюмокремниевого расплава (Рисунок 3.28).96Рисунок 3.28.Схема формирования интерметаллидного слоя при наплавкеалюмокремниевого сплава с полным проплавлением промежуточного слояалюминия, нанесенного на сталь сваркой взрывомИсходя из представленных схем образования интерметаллидного слоявидно, что кремний благоприятно влияет на образования интерметаллидногослоя, замедляя его рост, как при прямом контакте алюмокремниевого сплава состалью, так и с интерметаллидным слоем Fe-Al, образовавшемся при нанесенииалюминиевого подслоя.
При этом сплошной слой интерметаллидов Fe-Alвступая в контакт с алюмокремниевым расплавом увеличивается в толщину засчет образования со стороны расплава интерметаллидов системы Fe-Al-Si, в товремя как дискретный слой интерметаллидов Fe-Al может растворяться приконтакте с расплавом, допуская непосредственный контакт алюмокремниевогосплавасосталью.Этимобъясняетсяменьшиезначениятолщининтерметаллидного слоя при наплавке на подслой, полученный сваркойвзрывом, нежели в случае наплавки на подслой, полученный дуговымалитированием.973.6.
Выводы по главе 31. Экспериментально подтверждено, что легирование наплавляемогометалла кремнием способствует уменьшению толщины интерметаллидного слояв диффузионной зоне на границе раздела сталь-наплавленный слой посравнениюснаплавкойнелегированногоалюминия.Приконтактеалюмокремниевого расплава с поверхностью твердой стали в процессеаргонодуговойнаплавкинаграницеразделаобразуетсясплошнойинтерметаллидный слой, состоящий из интерметаллидов Al7,4Fe2Si и Fe(Al,Si)3,имеющих скорость роста меньше интерметаллидов системы Fe-Al.2. Показано, что структура интерметаллидного слоя отличается взависимости от типа промежуточного слоя. При наплавке на алюминиевыйпромежуточный слой, алюмокремниевый расплав контактирует не со сталью, асо слоем интерметаллидов Fe-Al, что способствует изменению механизмаобразования интерметаллидного слоя по сравнению с известным механизмомдля наплавки на цинковый подслой.
Цинковое покрытие на поверхности сталине влияет на механизм образования интерметаллидов и способствует толькосмачиваниюповерхноститвердойсталиалюмокремниевымрасплавом,испаряясь или оттесняясь к краям сварочной ванны в процессе наплавки, в товремя как интерметаллидный слой Fe-Al не удаляется полностью в процессенаплавки.3. Впервые предложен механизм образования интерметаллидного слоя приконтакте алюмокремниевого расплава с интерметаллидами системы Fe-Al принаплавке на сталь с полным проплавлением промежуточного слоя из алюминия.Показано, что происходит взаимодействии расплава не с поверхностью стали, асо слоем интерметаллидов системы Fe-Al, что приводит к частичному ихрастворению.
Степень этого растворения зависит от температуры жидкой ванныи времени ее существования. При высоких температурах, равных температуреалюминиевой сварочной ванны при дуговой наплавке, в сочетании слегированием расплава кремнием может происходить уменьшение толщиныинтерметаллидного слоя за счет растворения слоя интерметаллидов Fe-Al и98образования на их поверхности слоя интерметаллидов Fe-Al-Si, обладающихменьшей скоростью роста. При сплошном слое интерметаллидов Fe-Al,характерном для нанесения алюминиевого подслоя дуговым алитированием,скорость их растворения меньше скорости образования новых интерметаллидовза счет большей температуры плавления по сравнению с алюмокремниевымрасплавом.
Дискретный характер слоя интерметаллидов Fe-Al, полученный присварке взрывом, обеспечивает полное их растворение и образование новогосплошного интерметаллидного слоя Fe-Al-Si, с толщиной меньше исходного.4. Установленыосновныезакономерностивлиянияхарактераинтерметаллидного слоя на адгезионную прочность сталеалюминиевыхсоединений. При наличии сплошного интерметаллидного слоя системы Fe-Al-Siна границе раздела стали с алюминием, образующегося в случае полногопроплавления цинкового и алюминиевого промежуточных слоев, соединения неудовлетворяют прочностным характеристикам антифрикционных покрытийподшипников скольжения турбин, и их адгезионная прочность не превышает37,8 МПа и 43 МПа при испытаниях на срез и на отрыв соответственно.
Приотсутствиипроплавленияпромежуточногослоя,значенияадгезионнойпрочности при испытании на срез и на отрыв составляют до 47 МПа и до 66,3МПа соответственно.5. При отсутствии полного проплавления алюминиевого подслоя и, какследствие, контакта расплава с интерметаллидами может происходить ростинтерметаллидов системы Fe-Al в твердой фазе за счет термического влиянияпроцесса аргонодуговой наплавки. В случае наплавки на подслой, полученныйсваркой взрывом, образуется сплошной слой интерметаллидов Fe-Al, чтоснижает прочностные характеристики соединения.
Адгезионная прочность насрез в этом случае составляет не более 47 МПа, на отрыв не более 66,3 МПа. Приэтом можно ожидать, что если уменьшить температуру нагрева диффузионнойзоны, не допуская образования новых интерметаллидов Fe-Al в твердой фазе, товозможно добиться сохранения прочностных свойств соединения на уровне до65 и до 128МПа при испытаниях на срез и на отрыв соответственно. При99уменьшении протяженности зон, в которых отсутствует интерметаллидная фазас (15-20) до (2-5) % падение адгезионной прочности составляет 2 раза.100ГЛАВА 4. РАЗРАБОТКА МАТЕМАТИЧЕСКОЙ МОДЕЛИ ДЛЯ ОЦЕНКИТЕПЛОВОГО ВОЗДЕЙСТВИЯ ПРОЦЕССА АРГОНОДУГОВОЙНАПЛАВКИ АЛЮМОМАТРИЧНОГО КОМПОЗИЦИОННОГОМАТЕРИАЛА НА СТАЛЬНУЮ ПЛАСТИНУ С АЛЮМИНИЕВЫМПРОМЕЖУТОЧНЫМ СЛОЕМКак было отмечено в главах 1 и 3, особое влияние на структурудиффузионной зоны между стальным основанием и слоем на основе алюминияоказывает термическое воздействие процесса аргонодуговой наплавки, котороеопределяеткинетикудиффузионныхпроцессов.Всоответствиислитературными данными, образование интерметаллидов Fe-Al при маломвремени контакта, происходит при температуре выше 660ºС [91,92].
При этомдля образцов, соединенных сваркой давлением температура начала образованияинтерметаллидов Fe-Al точно не установлена и по разным данным составляет от352ºС до 530ºС [38,85].Зависимость между изменениями структуры диффузионной зоны итермическим воздействием на нее процесса аргонодуговой наплавки может бытьустановлена исключительно при учете фактических значений температур вобластях диффузионной зоны, где произошли эти изменения. Однако,непосредственное измерение температур в этих областях практическинеосуществимо. Кроме того, частота опроса существующих в настоящее времяприборов для регистрации температуры не всегда является достаточной дляпостроения реального сварочно-термического цикла по причине ограниченногочисла точек измерения, в связи с чем возникает необходимость многократногоповторения таких измерений для повышения точности полученных значений иподтверждения их достоверности.
Поэтому создание математической моделитепловыхпроцессов,происходящихприаргонодуговойнаплавкеалюмоматричных КМ на стальную подложку позволит снизить количествонеобходимых экспериментов и расширить возможности по определению101температур не только в диффузионной зоне границы раздела, но и в любой точкеисследуемого образца. Кроме того, после верификации, данная модель позволитпроводить расчеты для изделий любой геометрии, что имеет важное значениеприразработкетехнологииаргонодуговойнаплавкиантифрикционныхпокрытий из КМ.Термическоевоздействиепроцессааргонодуговойнаплавкихарактеризуется сочетанием высоких скоростей роста температуры подэлектрическойдугойискоростейохлажденияпослеудаленияконцентрированного источника нагрева.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
