Диссертация (1026134), страница 17
Текст из файла (страница 17)
В тоже время образованиеинтерметаллидной фазы в местах отсутствия оплавов происходит при нагреве дотемператур выше 530ºС (Рисунок 4.15).аT, oC660650640630620610бРисунок 4.14.Микроструктура границы раздела сталь-алюминий после аргонодуговойнаплавки алюмокремниевого слоя на образец (а) и распределениетемпературных полей в процессе аргонодуговой наплавки (б)абРисунок 4.15.Распределение температур (а) и термический цикл в точке 1, указанной наРисунке 4.14 (б), в процессе аргонодуговой наплавки алюмокремниевогопокрытия на образцы из стали с частичным проплавлением промежуточногослоя из алюминия, полученного сваркой взрывом122Меньшие значения температур образования интерметаллидной фазы(530°С), по сравнению с температурой, активирующей диффузионные процессы,приводящие к увеличению размеров оплавов состоящих из интерметаллидов(620°С), связаны с формированием на границе раздела сталь-алюминий впроцессесваркивзрывомпересыщенныхтвердыхрастворов.Притемпературном воздействии процесса аргонодуговой наплавки в этих местахобразуютсязародышиинтерметаллидныхсоединений,приводящиевдальнейшем к формированию сплошного интерметаллидного слоя.Влияниеполученныхмаксимальныхпритемпературмоделированиинагревапроцессадиффузионнойаргонодуговойзоны,наплавкиалюмокремниевого слоя на сталь с промежуточным слоем из алюминия,нанесенным сваркой взрывом, на адгезионную прочность биметаллическихобразцов представлено на Рисунке 4.16.
Видно, что основные изменениязначений адгезионной прочности происходят в интервале температур 530°С700°С.Сувеличениемтемпературынагреваадгезионнаяпрочность,определенная по схемам испытаний как на срез, так и на отрыв уменьшается идостигает практически нулевых значений при температурах свыше 700°С.Однако, стоит отметить изменения в характере кривых в зависимости от схемыоценки адгезионной прочности. При испытаниях на срез резкое снижениеадгезионной прочности происходит в интервале температур 550°С-620°С, в товремя как при температурах нагрева от 530°С до 550°С и от 620°С до 700°Садгезионнаяпрочностьпрактическинеменяется.Результатыоценкиадгезионной прочности при испытании на отрыв показывают резкое снижениеее среднего значения во всем диапазоне температур нагрева. В тоже времязначения адгезионной прочности удовлетворяют требованиям, предъявляемым кподшипникам скольжения паровых турбин, при температурах нагревадиффузионной зоны не превышающих 530°.123абРисунок 4.16.Влияние температуры нагрева границы раздела сталь-алюминиевый подслой наадгезионную прочность биметаллических образцов при испытаниях на срез (а)и на отрыв (б)Отмеченные изменения значений адгезионной прочности биметаллическихобразцов в зависимости от температуры нагрева диффузионной зоны связаны столщиной образующего ее слоя интерметаллидов.
Согласно современнымпредставлениям выдержка сталеалюминиевых образцов при постояннойтемпературе приводит к уменьшению скорости роста интерметаллидного слоя.Однако, в условиях аргонодуговой наплавки такая характеристика, какфактическое время нахождения при постоянной температуре, неактуальна, таккак температура в зоне контакта сталь-алюминиевый промежуточный слойпостоянно изменяется.
Увеличение максимальной температуры нагреваприводит к росту средних значений толщины интерметаллидного слоя(Рисунок 4.17). При разных температурах нагрева скорость роста толщиныинтерметаллидного слоя, характеризующаяся углом наклона кривой, отличается.На участке, ограниченном температурами нагрева 530-580°С наблюдается124значительное увеличение средних значений толщины интерметаллидного слоя(Δh=3 мкм), связанное с образованием интерметаллидной фазы в местахотсутствия оплавов. Дальнейшее повышение температуры нагрева до 620°Стакжесопровождаетсяувеличениемсреднихзначенийтолщининтерметаллидного слоя (Δh=1 мкм).
Однако, скорость роста в данном случаезначительно меньше вследствие увеличенной толщины интерметаллидного слоя,затрудняющего диффузию железа и алюминия. При температурах нагрева более620°С наблюдается максимальная скорость роста интерметаллидного слоя,обеспечивающая наибольшее изменение средних значений его толщиы (Δh=4мкм), что связано с активацией диффузии через сплошной интерметаллидныйслой, включая оплавы (Рисунок 4.17).Рисунок 4.17.Изменение средней толщины интерметаллидного слоя в зависимости отмаксимальной температуры диффузионной зоны на границе раздела стальалюминиевый подслой4.8 Выводы по главе 41.
Разработанаматематическаямодель,позволяющаяопределятьтемпературу нагрева в любой точке образца при нанесении процессомаргонодуговой наплавки алюмокремниевого слоя на сталь с частичнымпроплавлением промежуточного алюминиевого слоя, полученного сваркойвзрывом, с погрешностью не более 8%, и учитывающую теплофизическиесвойства диффузионного слоя, состоящего из интерметаллидов системы Fe-Al,125образующихся на границе раздела сталь-алюминий в процессе получениянаплавленного слоя2.
Верификация математической модели, заключающаяся в сравнениитермических циклов процесса наплавки алюмокремниевого покрытия набиметаллические образцы, полученных при моделировании и по результатамэкспериментальных измерений температур термопарами, установленными наобразце, позволили уточнить значения КПД источника нагрева и диаметра пятнанагрева, составляющие соответственно 0,64 и 12 мм.Установлена зависимость между температурой нагрева от процессааргонодуговой наплавки границы раздела сталь-алюминий и адгезионнойпрочностьюалюминиевогопокрытия,определяемойприиспытанияхбиметаллических образцов на срез и на отрыв. Показано, что с увеличениемтемпературы основные изменения значений адгезионной прочности происходятв интервале температур 530-700 °С.Поэтому для обеспечения требований адгезионной прочности подшипниковскольжения паровых турбин, значения которой должны составлять не менее 60МПа, температуры нагрева диффузионной зоны не должны превышать 530°С.3.
Увеличение максимальной температуры нагрева приводит к ростусредних значений толщины интерметаллидного слоя. С помощью разработаннойматематической модели определено, что образование интерметаллидов в местахотсутствия оплавов происходит мгновенно за счет роста в твердой фазе принагреве до температуры более 530°С. Дальнейшее повышение температурынагревадо620°Схарактеризуетсяснижениемскоростиростаинтерметаллидного слоя из-за затруднения диффузии Fe и Al через сплошнойинтерметаллидный слой (Δh=1 мкм). При температурах нагрева более 620°С попричине активации диффузии в твердой фазе через сплошной слойинтерметаллидов, включая оплавы, наблюдается максимальная скорость ростаинтерметаллидного слоя, обеспечивающая наибольшее изменение среднихзначений его толщины (Δh=4 мкм).126ГЛАВА 5. РАЗРАБОТКА ТЕХНОЛОГИИ АРГОНОДУГОВОЙНАПЛАВКИ КОМПОЗИЦИОННОГО МАТЕРИАЛА СИСТЕМЫ AL-SICНА СЕГМЕНТ УПОРНОГО ПОДШИПНИКА СКОЛЬЖЕНИЯ5.1.
Выбор доли наполнителя в покрытии из композиционного материалаКак было показано в главе 1 и 2, наибольший интерес для формированиярабочего слоя на поверхности стального основания при получении сегментовупорных подшипников скольжения представляет КМ на основе алюминиевогосплава АК12 содержащие частицы SiC средним размером 40 мкм. При этомособое внимание следует уделять выбору доли наполнителя, определяющейизносостойкость рабочего слоя из КМ, а также жидкотекучесть сварочнойкомпозиционной ванны, значение которой должно быть достаточным дляудовлетворительного формирования наплавленных слоев.Для износостойкости важное значение будет иметь равномерностьраспределения армирующих частиц во всем объеме материала посколькунаполнитель, находящийся в контакте с контртелом в плоскости трения,препятствует непосредственному контакту между матрицей антифрикционногоматериала и контртелом, тем самым уменьшая износ антифрикционногопокрытия.
При нанесении КМ на поверхность стали процессом аргонодуговойнаплавки перераспределение частиц в матрице происходит дважды: первый разпри изготовлении присадочных прутков из КМ по литейной технологии, второйраз при наплавке за счет действия на жидкий металл давления дуги,электромагнитной силы Лоренца, сил поверхностного натяжения наплавляемогометалла и других факторов, приводящих к перемешиванию металла в жидкойсварочной ванне [105,106]. Дополнительным фактором оказывающим влияниена распределение наполнителя является вероятность седиментации частиц засчет большей, по сравнению с матричным сплавом, плотности (3,2 г/мм3 против2,7 г/мм3), что будет иметь особое значение при наплавке в различныхпространственных положениях [107,108].
Поэтому их распределение в процессенаплавки может приводить к повышенному износу контртела при большой127концентрации частиц в плоскости трения, или наоборот, к интенсивному износуантифрикционного слоя при их отсутствии. Таким образом, равномерностьраспределениячастицоказываетвлияниенастабильностьработыантифрикционного покрытия во времени.Большинствоисследователей,занимающихсяисследованиемалюмоматричных КМ, в своих работах [27,109–111] оценивают распределениечастиц в образцах, полученных литьем, как равномерное, однако они неприводят данных количественной оценки этой равномерности. Поэтому в работевыбор доли наполнителя в составе КМ осуществляли по результатам оценкираспределения армирующих частиц и жидкотекучести композиционногорасплава.5.1.1.
Оценка распределения частиц в наплавленном покрытииПри оценке распределения частиц в объеме КМ измеренные по методикам,изложенным в главе 2, значения относительной площади частиц, сравнилимежду собой, а также с таковыми, рассчитанными теоретически в соответствиис принципом Кавальери-Акера. В соответствии с этим принципом объемная долячастиц в КМ количественно равна относительной площади, занимаемойчастицами в секущей плоскости шлифа.
Зная массовую долю наполнителя всплаве и величины плотности матричного сплава и наполнителя былоподсчитано, что для прутков с массовой долей частиц SiC 5% и 10% объемнаядоля частиц составляет 4,2% и 8,4% соответственно.Полученные значения относительной площади частиц SiC, определенныепри анализе разделенных на 11 сегментов микрошлифов присадочныхкомпозиционных прутков и наплавленных с их помощью покрытий приведенына Рисунке 5.1 и Рисунке 5.2 соответственно. Видно, что отличия в значенияхотносительной площади частиц наполнителя, определенных компьютерным иручным методами, не превышают 5% для наплавленных слоев и 3 % дляприсадочных прутков. Причем предложенный метод компьютерного анализаприводит к получению несколько больших значений относительной площади128частиц SiC.
Это может быть связано с присутствием пор в присадочных пруткахи наплавленном металле, которые при автоматическом подсчете принимаются зачастицы SiC.баРисунок 5.1.Распределение частиц SiC в литых присадочных прутках состава АК12 + 5%SiС40 (а) и АК12 +10% SiС40 (б)абРисунок 5.2.Распределение частиц SiC в покрытиях, наплавленных с применениемприсадочного матерала АК12 + 5% SiС40(а) и АК12 +10% SiС40 (б)129Таким образом, предложенный для оценки однородности распределенияармирующей фазы в КМ метод компьютерного анализа в программе ImageJхарактеризуется удовлетворительным расхождением (не более 5%) посравнению с широко применяемым методом Глаголева.
Поэтому при проведениидальнейших исследований для оценки распределения наполнителя в КМприменяли метод компьютерной оценки.Значения коэффициента вариации, представляющего собой отношениесреднего квадратичного отклонения относительной площади, занимаемойчастицами по всей поверхности шлифа к относительной площади, занимаемойчастицами в каждом сечении, для литых прутков меньше, чем для наплавленныхпокрытий (Таблица 14). Это свидетельствует о меньшей равномерностираспределения частиц SiC в наплавленных покрытиях.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
