Размещено на http://www.allbest.ru/

Повышение качества алюминиевых покрытий путем изучения поверхностных и объемных взаимодействий в системе железо - алюминиевый сплав

АННОТАЦИЯ

Современные темпы производства требуют разработки новых конструкционных материалов, которые при низкой себестоимости обладали определённым комплексом физических и механических свойств.

Одним из направлений по получению таких материалов является производство биметаллических конструкций и узлов с металлической (диффузионной) связью между разнородными металлами, в частности на основе системы железо - алюминий или железо - алюминий - третий компонент.

Для получения металлической связи между железом и алюминием и его сплавами применяют процессы алюминирования и алитирования.

Несмотря на то, что известно достаточное количество способов алитирования, проведенный анализ показывает, применяемые в настоящее время в отечественной промышленности технологии жидкофазного алитирования имеют ряд проблем связанных:

с наличием хрупкой составляющей по линии перехода от стали к алюминиевому сплаву;

с разъеданием погружаемых изделий, так как алюминий в жидком состоянии легко вступает в реакцию с другими металлами;

с неравномерным насыщением железа алюминием;

окислением железа во время погружения;

налипанием пленки окиси алюминия.

Все перечисленные проблемы тесно связаны с поверхностным взаимодействием алюминиевых сплавов со сталями в твердожидком состоянии.

Цель работы: повышение качества алюминиевых покрытий путем изучения поверхностных и объемных взаимодействий в системе железо - алюминиевый сплав.

Задачи дипломной работы:

1. Разработать методику исследования поверхностных и объемных процессов, протекающих при взаимодействии алюминиевых сплавов с железом;

2. Разработать экспериментальную установку для проведения исследования;

3. Исследовать влияние режимов пайки (температура, время) на поверхностные и объемные процессы взаимодействия в системе железо - алюминиевый сплав;

4. Провести анализ результатов исследования и дать рекомендации;

5. Рассчитать экономическую эффективность проекта;

6. Обеспечить безопасность и экологичность объекта дипломного проекта;

7. Провести патентные исследования, для выявления возможности и обеспечения охраноспособности полученных технических решений.

Методы исследования:

Измерение площади растекания и краевого угла смачивания, металлографические исследования макро- и микроструктуры, статистические методы обработки полученных результатов.

Объект исследования - алюминиевые покрытия.

Предмет исследования - процессы поверхностного и объемного взаимодействия в системе железо - алюминий - третий компонент при различных режимах процесса.

СОДЕРЖАНИЕ

АННОТАЦИЯ

СОДЕРЖАНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

1. Состояние вопроса

1.1 Фазовый состав и структура интерметаллических фаз системы Fe-Al

1.2 Свойства интерметаллидных фаз системы Fe - Al

1.2.1 Физико-химические свойства интерметаллидных фаз системы Fe - Al

1.2.2 Механические свойства интерметаллидных фаз системы Fe - Al

1.3 Методы алитирования

1.4 Особенности получения биметаллических соединений железа с алюминиевыми сплавами

1.5 Влияние легирующих элементов на процессы взаимодействия алюминия со сталью

1.5.1 Результаты исследования процессов взаимодействия в системе Fe-Al-Cu

1.5.2 Результаты исследования процессов взаимодействия в системе Fe-Al-Mn

1.5.3 Результаты исследования процессов взаимодействия в системе Fe-Al-Si

1.5.4 Результаты исследования процессов взаимодействия в системе Fe-Al-Ti

1.5.5 Результаты исследования процессов взаимодействия в системе Fe-Al-Mg

1.5.6 Выводы и рекомендации

1.6 Задачи дипломной работы

2. Методика исследований

2.1 Выбор выходных параметров образцов и методы их определения

2.2 Оценка смачивания и растекания

2.3 Измерение площади растекания

2.4 Измерение краевого угла смачивания

2.5 Изготовление микрошлифов

2.6 Исследование микроструктуры

2.7 Измерение микротвердости

3. Результаты исследований поверхностных и объемных взаимодействий стали с алюминиевыми сплавами

3.1. Результаты исследования процессов взаимодействия в системе Fe -Al

3.2 Результаты исследования процессов взаимодействия в системе Fe-Al-Ni

3.3 Результаты исследования процессов взаимодействия в системе Fe-Al-Zr

3.4 Результаты исследования процессов взаимодействия в системе Fe-Al-Co

3.5 Результаты исследования процессов взаимодействия в системе Fe-Al-Zn

3.8 Выводы и рекомендации

4. Технология алитирования методом погружения

4.1 Типовой технологический процесс алитирования методом погружения

4.1.1 Установка катушки с лентой

4.1.2 Подготовительная операция

4.1.3 Алитирование

4.1.4 Резка

4.1.5 Контроль

4.2 Оборудование

4.2.1 Вращатель горизонтальный

4.2.2 Туннельная моечная машина

4.2.3 Печь-ванна для алитирования

4.2.4 Гильотиновые ножницы

4.3 Материалы

4.3.1 Рулонная сталь 08кп

4.3.2 Алитирующий сплав

4.3.3 Флюсы, защитные газы

5. Эффективность проекта

5.1 Определение трудоемкости и длительности выполнения каждого этапа работ

5.2 Составление сетевого графика выполнения НИР на протяжении всего процесса исследования

5.2.1 Пути сетевого графика

5.2.2 Свободные резервы времени путей

5.2.3 Оптимизация сетевого графика

5.3 Расчет предпроизводственных (текущих), капитальных и приведенных (полных) затрат на проведение исследований

5.3.1. Расчет предпроизводственных затрат

5.3.2 Расчет капитальных затрат

5.3.3 Расчет приведенных, т.е. общих затрат на проведение НИР 129

Вывод по разделу

6. Безопасность и экологичность объекта дипломного проектирования

6.1 Описание производственного участка, рабочего места, оборудования, выполняемых операций

6.2 Идентификация опасных и вредных производственных факторов разрабатываемого производственного объекта

6.3 Организационные, технические мероприятия по созданию безопасных условий труда и защите от воздействия вредных производственных факторов

6.3.1 Воздействие производственных факторов на организм работающих

6.3.2 Предотвращение воздействия вредных производственных факторов

6.3.3 Организационные мероприятия, обеспечивающие безопасность работ на электроустановках

6.4 Оценка травмобезопасности производственного оборудования

6.5 Оценка обеспеченности работников средствами индивидуальной защиты

6.6 Обеспечение электробезопасности на производственном участке

6.6.1 Технические мероприятия, обеспечивающие безопасность работ на электроустановках

6.6.2 Инженерные расчеты защитного заземления

6.7 Обеспечение пожаробезопасности на производственном участке

6.8 Экологическая экспертиза объекта, антропогенное воздействия объекта на окружающую среду и мероприятия по экологической безопасности

6.8.1 Мероприятия по экологической безопасности

6.8.2 Экологическое управление

6.9. Безопасность объекта при чрезвычайных и аварийных ситуациях

Выводы по разделу

7. Защита интеллектуальной собственности

7.1 Описание объекта работы

7.2 Определение вида объекта и проверка соблюдения требования единства изобретения

7.3 Выбор названия изобретения

7.4 Определение индекса МКИ

7.5 Определение регламента поиска

7.6 Результаты поиска

7.7 Сопоставительный анализ ИТР с аналогами и выбор прототипа

7.8 Доказательство охраноспособности ИТР

7.9 Составление формулы изобретения

7.10 Составление документов заявки на выдачу патента

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

СПИСОК ИСПОЛЬЗУЕМЫХ ИСТОЧНИКОВ

ВВЕДЕНИЕ

Современные темпы производства требуют разработки новых конструкционных материалов, которые при низкой себестоимости обладали определённым комплексом физических и механических свойств.

Одним из направлений по получению таких материалов является производство биметаллических конструкций и узлов с металлической (диффузионной) связью между разнородными металлами, в частности на основе системы железо - алюминий или железо - алюминий - третий компонент.

Для получения металлической связи между железом и алюминием и его сплавами применяют процессы алюминирования и алитирования.

Алюминирование - нанесение на поверхность металлических изделий покрытия из Аl или Аl-сплава для придания коррозионной стойкости, а также с декоративной целью. Алитирование (от нем. Alitieren, от Al - алюминий) - разновидность алюминирования, отличающийся диффузионным насыщением поверхностного слоя металлов (стали, реже чугуна и жаропрочных сплавов) алюминием или его сплавами [3].

Образующийся в этом случае диффузионный слой определяет: жаростойкость при температурах от 800 до 1100°С [4], коррозионную стойкость, износостойкость сталей и малую плотность, а также высокую твердость [1].

Алюминиевые покрытия обладают рядом преимуществ как экономического, так и технического порядка по сравнению с цинковыми, оловянными и свинцовыми покрытиями [1]. Данные свойства дают перспективу для обширного применения в промышленности: жаростойкостьость позволяет увеличить долговечность печных деталей, вентиляционных труб, деталей газогенераторов, выхлопных систем автомобилей и т.д.; коррозионная стойкость позволит применение её для изготовления резервуаров под хранение кислот, топливных баков и т.д. Помимо этого, алитированный слой дает возможность применения его как связующего звена при сварке и пайке алюминия и его сплавов со сталями. Весь комплекс получаемых свойств ставит алитированные стали наряду с высоколегированными, дорогостоящими сталями, но в более низком ценовом сегменте.

Применяемые в настоящее время в отечественной промышленности методы алитирования имеют ряд проблем связанных [1]:

с наличием хрупкой составляющей по линии перехода от стали к алюминиевому сплаву;

с разъеданием погружаемых изделий, так как алюминий в жидком состоянии легко вступает в реакцию с другими металлами;

с неравномерным насыщением железа алюминием;

окислением железа во время погружения;

налипанием пленки окиси алюминия.

Все перечисленные проблемы тесно связаны с поверхностным взаимодействием алюминиевых сплавов со сталями в твердожидком состоянии.

Цель работы: повышение качества алюминиевых покрытий путем изучения поверхностных и объемных взаимодействий в системе железо - алюминиевый сплав.

1. Состояние вопроса

1.1 Фазовый состав и структура интерметаллических фаз системы Fe-Al

Алюминий с железом образуют твердые растворы, интерметаллические соединения и эвтектику [1, 2]. Растворимость железа в алюминии незначительна (0,053% при эвтектической температуре 6540С), растворимость алюминия в железе в 600 раз выше и составляет примерно 32%. При затвердевании в структуре сплавов алюминия с железом появляются кристаллы соединения FeAl3 (59,18% Al). При содержании до 1,8% железа и температуре 6540С образуется эвтектика Al+FeAl3. Дальнейшее увеличение содержания железа в сплаве влечет за собой появление химических соединений следующих составов: Fe2Al7 (62,93% Al), Fe2Al5 (54,71% Al), FeAl2(49,13% Al), FeAl (32,57%) и др.

Компоненты системы Fe-Al обладают простейшими структурами: б-Fe -кубическая объемно-центрированная, a = 2.8664 Е; г-Fe - кубическая гранецентрированная, a = 3,656 Е; Al - кубическая гранецентрированная, a = 4,04914 Е.

Несмотря на сравнительно близкие величины периодов, изоструктурные компоненты не образуют непрерывного ряда твердых растворов. На б-модификации железа базируется ограниченный ряд твердых растворов с максимальным содержанием алюминия, равным приблизительно 53 ат. % при температуре 11030С. Из этого твердого раствора в результате превращения, состоящего в упорядочении распределения атомов железа и алюминия, образуются два самых богатых железом соединения - FeAl и Fe3Al со следующими структурами: FeAl - кубическая примитивная структура типа CsCl, а = 2, 903 Е; Fe3Al - кубическая гранецентрированная типа DO3 (BiFe3), а = 5,78 Е. При 552°С и 26,8% (ат.) Аl реализуется вырожденное перитектоидное превращение б + б2 - Fe3Al; в точке с указанными выше координатами сосуществуют ферромагнитная фаза б-Fe и парамагнитная Fe3Al [1, 4]. По данным [5], упорядоченная структура типа Fe3Аl образуется в сплавах, содержащих от 25 до 34 % ат. Аl, после медленного охлаждения. После закалки этих сплавов от температуры 600°С и выше возникает структура FeAl. Процесс упорядочения характеризуется изменением ряда физических свойств, в частности, более низким значением точки Кюри, изменением периода кристаллической решетки при комнатной температуре в зависимости от содержания алюминия. При его содержании до 10 вес. % период кристаллической решетки увеличивается линейно с повышением содержания легирующего элемента. Сплавы с содержанием алюминия от 10 до 20 вес. % характеризуются в упорядоченном состоянии почти постоянным периодом решетки [3]. В области невысокого содержания алюминия образуется также нестабильная фаза Fe2Al с гексагональной структурой типа MgZn2 (фаза Лавеса), а = 4,76 Е; b = 7,70 Е; а/c = 1,62.

При содержании алюминия, превышающем 50 ат. % в системе Al-Fe образуется фазы FeAl2, Fe2Al5, FeAl3 (Fe4Al13) и метастабильные соединения FeAl6. Структура FeAl6 - ромбическая с периодами решетки а = 7,440 Е; b = 6,4644 Е; c = 8,779 Е. Структура Fe4 Al13 (FeAl3) - одна из самых сложных структур интерметаллических соединений, имеющая моноклинную элементарную ячейку с периодами а = 15, 489 Е; b = 8, 0834 Е; c = 12, 476 Е; в = 107043'. Структура соединения Fe2Al5, более богатого железом, чем FeAl3, ромбическая с параметрами а = 7,68 Е; b = 6,40 Е; c = 4,20 Е [2].

Особенности строения и параметров кристаллической решетки во многом предопределяют механические и эксплуатационные свойства соединений системы Fe-Al. Так, при отношении числа валентных электронов к числу атомов в решетке, равном 3/2, интерметаллические соединения образуют в-фазы с о.ц.к. структурой или со сложной кубической решеткой. К таким относится соединение FeAl, которое обладает металлическими свойствами, однако участие d-электронов в межатомной связи предопределяет появление ковалентной составляющей. Интерметаллиды этого типа характеризуются высокой стойкостью против окисления и газовой коррозии, что позволяет их использовать в качестве жаростойких материалов и покрытий [6].

Рисунок 1.1 - Диаграмма состояния системы железо-алюминий

1.2 Свойства интерметаллидных фаз системы Fe - Al

1.2.1 Физико-химические свойства интерметаллидных фаз системы Fe - Al

Основными физико-химическими свойствами интерметаллических фаз являются коэффициент диффузии, коэффициент линейного расширения, электросопротивление и теплоёмкость.

Коэффициент диффузии Al в Fe на 7 порядков выше, чем Fe в Al. Коэффициент диффузии железа в интерметаллиды на 2 порядка выше, чем значения коэффициента самодиффузии железа. Самый высокий коэффициент диффузии наблюдается у интерметаллидов Fe2Al5, FeAl, Fe3Al. С увеличением температуры нагрева подвижность атомов железа в интерметаллидах увеличивается. Таким образом, в случае образования интерметаллидов в зоне контакта алюминия с железом диффузия железа в алюминий возрастает.

Увеличение концентрации легкоплавкого материала не приводит к монотонному изменению значений коэффициента диффузии. Этот факт, по предположению автора [3], связан с особенностями структуры соответствующих интерметаллических фаз.

Коэффициенты диффузии алюминия при температуре 5800С в интерметаллические фазы системы железо-алюминий выше, чем коэффициент его вмодиффузии практически на 3 порядка. Наиболее высоким коэффициентом диффузии при данной температуре обладает соединение FeAl2 [3, 7].

Различия в коэффициентах линейного расширения алюминия, железа и образующихся интерметаллидных фаз, является еще одним фактором, определяющим механические свойства алитированного слоя. Здесь прослеживается обратная зависимость коэффициента линейного расширения интерметаллидных фаз от температуры плавления. Так, например сплав FeAl2, имея более высокую температуру плавления, чем сплав FeAl, обладает более низким коэффициентом линейного расширения, а самым высоким коэффициентом линейного расширения обладает алюминий. При этом наблюдается резкое различие в значениях коэффициентов у сплавов и металлов [3, 7].

Характерным является заметно большее электросопротивление интерметаллических фаз, чем у железа и алюминия. Аномально высоким электросопротивлением, значение которого достигает 3,3 Ом•мм2/м (примерно в 150 раз большее, чем у алюминия), обладает фаза Fe2Al5 [3, 7].

О других теплофизических и физико-химических свойствах интерметаллидов системы железо-алюминий литературных данных практически нет. Известны только некоторые сведения, касающиеся отдельных фаз. Так, например, известно, что фаза FeAl2 обладает очень низкой теплопроводностью и электропроводностью.

Поэтому были проведены исследования по определению удельной теплоемкости железоалюминиевых сплавов. Удельная теплоемкость определялась для железоалюминиевых сплавов с содержанием железа 10, 20, 30, 40, 50, 60, 70, 80, 90 масс. % калориметрическим методом.

Как показали исследования, теплоемкость железоалюминиевых сплавов в зависимости от содержания железа составляет от 600 до 815 Дж/кг0С. Сплавы с содержанием железа 10, 20, 30%, исходя из диаграммы состояния, представлены раствором железа в алюминии с включениями интерметаллидной фазы FeAl. Эти сплавы обладают удельной теплоемкостью 810, 725, 698 Дж*кг/0С соответственно. По мере увеличения содержания железа удельная теплоемкость сплавов уменьшается. При содержании железа 40 масс. % основой сплава является интерметаллидная фаза FeAl3. Ее теплоёмкость составляет 688 Дж*кг/0С. Сплав с содержанием 50 масс.% железа стехиометрически соответствует фазе FeAl2, теплоёмкость которой по данным исследований составляет 680 Дж*кг/0С. Содержание железа 60 % соответствует е-фазе с теплоёмкостью 608 Дж*кг/0С. Сплав алюминия с 80% железа представляет собой фазу Fe3Al с теплоемкостью порядка 620 Дж*кг/0С.

1.2.2 Механические свойства интерметаллидных фаз системы Fe - Al

Присутствие железа в алюминии приводит к повышению твердости и прочности сплава и резкому снижению его пластичности (Рис. 1.3). Железоалюминиевые сплавы с содержанием железа 8-10 % обладают незначительной пластичностью, а еще более богатые железом весьма хрупки [8].

а - механические свойства алюминиевожелезных сплавов в зависимости от содержания железа; б - механические свойства алюминиевожелезных сплавов в зависимости от содержания алюминия [8]

Рисунок 1.2 - Механические свойства алюминиевожелезных сплавов

При этом свойства интерметаллидных фаз системы алюминий-железо весьма различны (Рис. 1.3). Максимальной микротвердостью обладают фазы FeAl3; FeAl2; Fe2Al7; Fe2Al5. Значение микротвердости для этих фаз колеблется в интервале 960-1150 кгс/мм2. Для фазы FeAl значение микротвердости достигают 600 кгс/мм2, а для фазы Fe3Al - 270 кгс/мм2 [3, 6].

Наибольшей твердостью при комнатной температуре обладает соединение Fe2Al5 (1150 кг/мм2). Твердость всех интерметаллидных фаз уменьшается с ростом содержания железа. С увеличением температуры микротвердость соединений падает. Точка перегиба в значениях микротвердости лежит в пределах 0,3-0,5tпл. Для фаз FeAl3 и FeAl2 разупрочнение наступает при 0,5tпл; фаза Fe2Al5 разупрочняется при 0,45tпл, фаза FeAl - при 0,33tпл. А для Fe3Al происходит постепенное снижение твердости. Приведенные данные объясняют хорошую деформируемость исследуемых материалов при повышенных температурах и могут служить обоснованием выбора температуры обработки [3, 7]. Высокая твердость некоторых фаз так же характеризуют их высокую абразивную износостойкость.

Прочностные свойства этих фаз изменяются практически противоположно твердости. Наибольшей прочностью при растяжении обладают фазы Fe3Al; FeAl, а наименьшей - фазы FeAl3; FeAl2; Fe2Al7; Fe2Al5. Наиболее высокой прочностью при сжатии обладают фазы Fe3Al; FeAl, Fe2Al7. Высокая прочность при сжатии фазы Fe2Al7, объясняется наличием мягкой межзеренной прослойки алюминия [3, 7]. Однако разрушение соединения Fe2Al7 протекает хрупко - на диаграмме практически не регистрируется площадка текучести. Значительно хрупки и фазы FeAl3, Fe2Al5, FeAl2.

Следует отметить, что всем интерметаллидам системы железо-алюминий присущ хрупкий характер разрушения. Хрупкость этих соединений объясняется их сложным кристаллическим строением, наличием ковалентной и ионной связи. При деформации подобных соединений скольжение быстро прекращается и при дальнейшей деформации полос оно не возникает. Искажение кристаллической решетки, вызывающее появление полос скольжения, кристаллографически ограничено, что и приводит к хрупкому разрушению [3, 7].

Несмотря на хрупкость при низких температурах, при высоких температурах интерметаллические соединения в какой-то мере становятся пластичными [4].

В работах Рябова В.Р. [2, 3, 7] также отмечено, что в сплавах FeAl, Fe3Al с увеличением содержания железа зерна приобретают более правильную форму и заметно увеличиваются в размере.

I - литое состояние; II - состояние после отжига;

1 - Al; 2 - Al + FeAl3; 3 - Fe2Al7; 4 - FeAl3; 5 - Fe2Al5; 6 - FeAl2; 7 - FeAl; 8 - Fe3Al; 9 - Fe [4]

Рисунок 1.3 - Свойства интерметаллических фаз системы железо алюминий

1.3 Методы алитирования

Алитированию подвергают чаще низкоуглеродистые стали, реже - среднеуглеродистые и чугуны. Технологии алитирования были разработаны еще в начале ХХ в. К примеру, технологию алитирования в порошкообразных смесях разработали в 1927 - 1930 гг. А.Н. Минкевич, Н.В. Агеев и О.И. Вер. В 1934 г. В.А. Плотников, Н.Г. Грицианский и К.Л. Маковец предложили метод электролизного алитирования. Алитирование в ваннах с расплавленным алюминием подробно изучено еще в 1932 г. Ф.Г. Никоновым.

Для получения металлической связи между железом и алюминием и его сплавами применяют различные методы алитирования, основными из которых являются:

Алитирование в порошкообразных смесях;

Алитирование расплавлением и напылением;

Алитирование в вакууме;

Газовое алитирование;

Плакирование;

Электролитическое покрытие;

Алитирование погружением в расплавленный алюминий или его сплав;

Алитирование в порошкообразных смесях.

Подготовленные детали упаковывают в воздухонепроницаемые реторты, барабаны и засыпают алитирующей смесью. Смесь состоит из алюминиевой пудры или порошка и добавок. В состав добавок входят окись алюминия или молотая глина (для предотвращения спекания) и хлористый аммоний или хлористый алюминий (для защиты изделий и алюминия от окисления).

Температура при котором протекает процесс составляет 900-1080 °С, продолжительность процесса, в зависимости от состава смеси и температуры процесса составляет от 4 до 30 ч.

Такой метод алитирования рекомендуется применять для деталей сложной конфигурации, так как алитирование в порошкообразных смесях отличается сложностью и высокой стоимостью.

Алитирование напылением.

На предварительно очищенную поверхность наносят путем распыления определенный слой алюминия. Процесс покрытия состоит в плавлении наносимого металла и распылении его струей сжатого воздуха под давлением 2-4 атм. с помощью специальных метализаторов.

Прочность сцепления такого нанесения низкая и составляет 0,2-2 кг/мм2. При этом способе алитирования сцепление не происходит не только между основным металлом и покрытием, но также и между отдельными слоями и частицами алюминия, в результате чего напыленный слой обладает повышенной пористостью.

Для повышения прочности сцепления покрытия с основным металлом, а также повышения плотности рекомендуется проводить после алитирования длительный отжиг при 950-1080 °С.

Алитирование в вакууме.

Этот процесс аналогичен предыдущему. Покрытие наносится путем испарения алюминия и осаждении его на изделии. Толщина покрытия составляет десятых долей микрон, а качество покрытия в данном случае выше.

Для алюминирования требуются высоковакуумные камеры с давлением 10-3-10-5мм.рт.ст.. Для нагрева алюминия до 1400 применяют электроннолучевые установки. Толщина получаемого покрытия пропорциональна длительности испарения алюминия и составляет 0,08-2,5 мкм. При этом способе нанесения алюминия покрытие получается равномерное, без пор, не содержащее железоалюминиевого промежуточного слоя.

Для получения прочного сцепления покрытия с основой, полосу или деталь предварительно нагревают до 175 - 370 °С. Предварительная подготовка поверхности должна быть тщательной, так как наличие оксидных пленок существенно влияет на качество сцепления.

Ввиду сложности и высокой стоимости процесса этот вид нанесения покрытия в основном для деталей самого ответственного назначения.

Плакирование.

Этот метод состоит в совместной прокатке листов стали и алюминия. При обжатии обеспечивается металлическая связь между алюминием и сталью, в результате чего получается биметаллическая полоса или жесть.

Сила сцепления стали и алюминия повышается последующим отжигом. Этот способ применяют в основном для получения листов, полос и труб.

Гальваническое покрытие.

Такое покрытие наносят либо в безводных электролитах, состоящих из смесей расплавленных солей хлористого алюминия и хлоридов щелочных металлов, либо в неорганических электролитах, содержащих соединения алюминия в бромэтиле и бензоле.

Электролит может состоять из 80% AlCl3 и 20% NaCl, тогда процесс ведут при температуре 175 °С и плотности тока 1,6 А/дм2.

Изделие перед покрытием должно быть хорошо очищено, обезжирено и протравлено в растворе соляной кислоты. Скорость осаждения алюминия незначительна и составляет, ориентировочно, 0,01 мм за 30 мин.

Данный способ обладает рядом недостатков: во-первых, в состав электролита входит хлористый алюминий, который является очень летучим, гигроскопичным и может разлагаться даже при нормальных условиях, и при плавлении которого происходит испарение ее из ванны, что приводит изменению состава электролита, и во-вторых способ крайне медленный и мало экономичен.

Алитирование методом погружения.

Этот метод лишен отмеченных выше недостатков. Основным преимуществом его является быстрота алитирования (от 1 до 15 мин.), сравнительно низкие температуры (600-800°С) и простота. Кроме того алитирование погружением является наиболее дешевым по сравнению с другими методами.

Сущность способа состоит в погружении стального изделия с чистой металлической поверхностью в жидкий алюминий или его сплав и выдержки в нем в течение определенного времени. При этом поверхностный слой металла растворяется в алюминии, вступает с ним во взаимодействие. Реакция взаимодействия и диффузия протекают очень быстро, благодаря чему слой толщиной 0,02-0,10 мм образуется в течение 1-15 мин. Процесс алитирования ведут при температуре 700-800°С.

Из выше изложенного материала можно сделать вывод, что наиболее перспективным вариантом является алитирование методом погружения с последующим диффузионным отжигом.

1.4 Особенности получения биметаллических соединений железа с алюминиевыми сплавами

Два разнородных металла можно соединить, когда они находятся в твердом (диффузионная сварка, холодная сварка и т.д.) и в жидком состоянии, когда оба металла полностью или частично расплавляются (различные виды дуговой сварки), а также в твердожидком состоянии, при котором один из металлов в течение всего времени процесса остается в твердом состоянии, а другой в жидком (пайка, алитирование). В случае, когда оба металла находятся в жидком состоянии, соединение происходит в результате образования общей ванны и ее последующей кристаллизации. В последнем же случае прочная металлическая связь обеспечивается в процессе смачивания и последующей диффузией [1].

Поэтому, основную роль в образовании соединения в твердожидком состоянии играет процесс смачивания. Поверхностные и объемные явления играют решающую роль в образовании прочных связей при соединении разнородных металлов. Изучение поведения жидкого алюминия по отношению к твердому железу представляет значительный теоретический интерес и необходимо для разработки технологических режимов алитирования сталей, сварки и пайки сталей с алюминием и других процессов. Некоторые детали этого взаимодействия могут быть выяснены при исследовании кинетики и механизма смачивания и растекания алюминия по железу.

Однако на свойства соединения могут оказывать существенное влияние и другие сопутствующие процессы: растворение взаимная диффузия, образование промежуточных, эвтектических и других фаз [6].

Возможность соединения разнородных металлов в твердожидком состоянии определяется их физико-химическими свойствами и типом реакции металлов друг с другом, а в более сложных системах - с другими легирующими элементами и примесями [3].

Как известно, алюминий и сталь значительно отличаются по своим физико-химическим свойствам: температуре плавления алюминия (660°С) и железа (1539°С); коэффициенту линейного расширения, что обуславливает возникновение термических напряжений по линии перехода от стали к алюминию; по теплопроводности и теплоемкости, что также способствует образованию термических напряжений; и многими другими физико-химическими свойствами.

Основным препятствием по получению хорошего металлического контакта между сталью и алюминиевыми сплавами является химическое взаимодействие этих металлов, приводящее к необратимому образованию интерметаллических соединений по линии перехода.

Сплошные интерметаллидные прослойки по границе шва и основного материала могут являться слабым звеном паяных соединений. Высокая хрупкость большинства интерметаллидов и значительное отличие их коэффициентов термического расширения от основного металла может вызвать разрушение паяного соединения.

Наличие изолированных включений хрупкого материала в пластичной среде в зависимости от их формы, размеров, распределения, толщины прослойки, качества напряженного состояния и характера связи между ними и матрицей может способствовать как разупрочнению, так и упрочнению композиционного материала [15].

Суждение о характере изменения прочности паяных соединений от формы, размеров, распределения и т.д., основаны в настоящее время, на данных относительно небольшого количества экспериментов, поэтому стало необходимым изучение этого явления.

Прочного соединения алюминия с железом можно достигнуть различными методами. Одним из наиболее простых методов управления образованием и ростом химических соединений является введение в систему легирующих добавок, как в виде индивидуальных добавок, так и в виде их комбинации или интерметаллидных соединений. Характер взаимодействия алюминия с различными элементами исключает возможность образования непрерывных твердых растворов трех компонентов с участием алюминия. Добавление третьего компонента может привести к уменьшению количества интерметаллических фаз и ограничению области их существования [1].

При пайке однородных металлов А припоем В, образующим с А химическое соединение, предотвращение их образования и роста возможно путем разбавления припоя В компонентом С, не образующим химических соединений ни с А ни с В [15].

Более резкое торможение образование и роста интерметаллидных прослоек при пайке может быть достигнуто легированием припоя компонентом D, образующим на границе паяемого материала и припоя тонкую прослойку химического соединения, которая нарушает контакт и химическое взаимодействие между ними, но не снижает механических свойств соединения в целом [15].

Первостепенное значение для рационального выбора легирующих добавок имеет знание фазовых равновесий, а также составов и структур железоалюминиевых систем (тройных или с большим числом компонентов).

В ходе проведенного литературного анализа систем "Fe-Al-третий компонент", были отобраны следующие элементы, вводимые в его состав в различном процентном соотношении: (таблица 1.1).

Таблица 1.1 - Выбранные системы алюминиевых сплавов

Диаграмма состояния	Описание и параметры сплавов
	Al-Cu Исследуемые сплавы: 1. 95%Al, 5%Cu; 2. 90%Al, 10%Cu; 3. 80%Al, 20%Cu. Тпл=580-640°С. Предположительно, что медь повышает площадь растекания, снижает область существования интерметаллидов.
	Al-Mg Исследуемые сплавы: 1. 97%Al, 3%Mg; 2. 94%Al, 6%Mg. Тпл?580-642°С. Предположительно повышает площадь растекания алюминиевого сплава по стали. Ограничивает область существования интерметаллидов.
	Al-Mn Исследуемые сплавы: 1. 99%Al, 1%Mn. Тпл?648-657°С. Предположительно добавка 1-3% значительно повышает прочность соединения.
	Al-Si Исследуемые сплавы: 1. 97%Al, 3%Si; 2. 94%Al, 6% Si; 3. 88%Al, 12% Si. Тпл?580°С. Предположительно снижает область существования хрупкой фазы. С ростом его содержания повышается пластичность соединения.
	Al - Ti Исследуемые сплавы: 1. 98%Al, 2%Ti; 2. 95%Al, 5%Ti. Тпл?655°С. Предположительно повышает прочность соединения, снижая область существования интерметаллидов.
	Al-Zn Исследуемые сплавы: 1. 90%Al, 10%Zn; 2. 80%Al, 20% Zn. Тпл?577°С. Предположительно повышает смачиваемость и снижает область существования интерметаллидов.
	Al-Ni Исследуемые сплавы: 1. 98% Al, 2% Ni. Тпл?630-800°С. Предположительно повышает прочность соединения, снижая область существования интерметаллидов.
	Al-Zr Исследуемые сплавы: 1. 99% Al, 1% Zr; 2. 95% Al, 5% Zr. Тпл?550-850°С. Предположительно добавка 0,1-0,5% значительно повышает прочность соединения. Снижает область существования хрупкой фазы. С ростом его содержания повышается пластичность соединения.
	Al-Co Исследуемые сплавы: 1. 98% Al, 2% Co; 2. 85% Al, 15% Co. Тпл?620-1050°С. Предположительно повышает прочность соединения, снижая область существования интерметаллидов.

Вопрос о легировании припоя с целью торможения образования и роста интерметаллидных прослоек пока слабо исследован, хотя его значение для пайки весьма велико.

Одни из важных способов предотвращения образования прослойки интерметаллидов между паяемым металлом и жидким припоем, заключается в нагреве контактирующих металлов до стадии активации без исчерпания ресурсов времени активации.

Для управления процессами образования химических прослоек значение имеет установление кинетики их роста.

1.5 Влияние легирующих элементов на процессы взаимодействия алюминия со сталью

Ранее в лаборатории кафедры ОТСПиП были проведены экспериментальные работы по смачиванию и растеканию алюминиевых сплавов по стали. Она находится в Тольяттинском государственном университете, в корпусе «А» на 4 этаже. Лаборатория кафедры оснащена оборудованием для различных способов пайки: печной (в том числе вакуумной), электросопротивлением, ультразвуковой, газопламенной, светолучевой, индукционной и других.

Исследования проводились для следующих легирующих элементов: Сu, Mg, Mn, Si, Ti.

1.5.1 Результаты исследования процессов взаимодействия в системе Fe-Al-Cu

Стабильное смачивание железа алюминиевым сплавом с содержанием меди 20% (вес.) наблюдается, начиная с температуры 800°С. Режимы практически не оказывают влияния на площадь растекания и толщину интерметаллидной прослойки, которые нестабильны во всем интервале температур и времени (табл. 1.2, рис. 1.6, 1.7).

Особенностью взаимодействия в рассматриваемой системе является то, что при времени выдержки менее 5 минут наблюдается самопроизвольное откалывание растекшейся капли, при охлаждении, во всем интервале температур (рис. 1.5).

Рисунок 1.5 - Откалывание капли припоя от стальной подложки

При увеличении времени выдержки, за счет диффузионного взаимодействия, происходит полное растворение капли припоя и изменение состава интерметаллидной прослойки, вследствие откола не наблюдается.

Таблица 1.2 - Влияние температуры и времени выдержки на характеристики смачивания и толщину прослойки в системе Fe - Al - Cu (20%, вес)

Сплав	Температура, єС	Время, мин.	Результаты измерений
			Площадь растекания, мм2	Толщина интерметаллидной прослойки, мкм	Угол смачивания, град.
Al +Cu (20%)	700	1	94,64	33	11,228
		2	84,88	131	14,285
		5	106,49	201	8,575
		10	87,41	223	11,823
	800	1	229,24	238	?0
		2	253,03	190	?0
		5	203,29	241	?0
		10	257,91	226	?0
	900	1	196,98	199	?0
		2	169,75	196	?0
		5	215,31	245	?0
		10	239,81	225	?0

Рисунок 1.6 - Зависимость площади растекания алюминиевого сплава Al+Cu (20%) по стали от температуры и времени выдержки

Рисунок 1.7 - Зависимость толщины интерметаллидной прослойки от температуры и времени выдержки в системе Fe-Al-Cu (20%)

Для системы Fe-Al-Cu (20%, вес.), характерен сплошной рост интерметаллидной прослойки. Из микроструктуры видно, что скол проходит по границе интерметаллида со стальной подложкой (рис. 1.9, 1.10).

Рисунок 1.8 - Система Fe - Al - Cu (20%), 700?С, х 50

Рисунок 1.9 - Система Fe - Al - Cu (20%), 800?С, х 50

Рисунок 1.10 - Система Fe - Al - Cu (20%), 900?С, х 50

Процессы и кинетика смачивания железа алюминиевым сплавом с содержанием меди 10% (вес.) аналогичны сплаву с содержанием 20% (вес). Однако при температуре процесса 900?С и времени выдержки от 5 мин., наблюдается образование второй интерметаллидной прослойки на границе со стальной подложкой (рис. 1.15).

Таблица 1.3 - Влияние температуры и времени выдержки на характеристики смачивания и толщину прослойки в системе Fe - Al - Cu (10%, вес.)

Сплав	Время, мин.	Результаты измерений
		Площадь растекания, мм2	Толщина интерметаллида, мкм	Угол смачивания, град.
Al +Cu (10%)	1	45	62	34,233
	2	65,3	180	22,94
	5	62,28	117	22,762
	10	69,4	38	16,99
	1	231,65	233	?0
	2	258,96	278	?0
	5	244,23	255	?0
	10	207,55	403	?0
	1	248,3701	215	?0
	2	266,29	227	?0
	5	244,58	231	?0
	10	254,48	303	?0

Рисунок 1.11 - Зависимость площади растекания алюминиевого сплава Al+Cu (10%) по стали от температуры и времени выдержки

Рисунок 1.12 - Зависимость толщины интерметаллидной прослойки от температуры и времени выдержки в системе Fe-Al-Cu (10%)

Рисунок 1.13 - Система Fe - Al - Cu (10%), 700?С, х 50

Рисунок 1.14 - Система Fe - Al - Cu (10%), 800?С, х 50

Рисунок 1.15 - Система Fe - Al - Cu (10%), 900?С, х 50

Стабильное смачивание железа алюминиевым сплавом с содержанием меди 5% (вес.) наблюдается, начиная с температуры 800°С. Характерным является то, что при любом времени выдержки откола капель, как в случае с 10% и 20% меди, не наблюдается. При этом характеристики смачивания при температурах 800 и 900°С практически не отличаются от систем с большим содержанием меди и значительно превышают аналогичные показатели для чистого алюминия.



Таблица 1.4 - Влияние температуры и времени выдержки на характеристики смачивания и толщину прослойки в системе Fe - Al - Cu (5%, вес)

Сплав	Температура, єС	Время, мин.	Результаты измерений
			Площадь растекания,мм2	Угол смачивания, град	Толщина интерметаллида, мкм
Al +Cu (5%)	Смачивания и растекания при температуре 700єС нет
	800	1	247,65	?0	116
		2	224,51	?0	126
		5	238,56	?0	146
		10	204,69	?0	176
	900	1	204,19	?0	206
		2	266,57	?0	279
		5	293,93	?0	244
		10	244,22	?0	316

Рисунок 1.16 - Зависимость площади растекания алюминиевого сплава Al+Cu (5%) по стали от температуры и времени выдержки

Рисунок 1.17 - Зависимость толщины интерметаллидной прослойки от температуры и времени выдержки в системе Fe-Al-Cu (5%)

Из графиков рисунка 1.17 видно, что при температуре процесса 900?С, значение толщины прослойки на порядок выше значений при температуре 800?С. Так же для этой температуры характерен нестабильный рост прослойки при котором значение толщины колеблется во всем интервале температур, в отличие от более низкой температуры, для которой характерно постепенное, незначительное нарастание прослойки по истечении времени.

Таблица 1.5 - Зависимость микротвердости поперечного сечения образцов системы Fe-Al-Cu (5%), от времени выдержки при температуре процесса 800?С

Al-Cu(5%)-Fe 1 мин	77.75	80.5	96.5	645	681	133
Al-Cu(5%)-Fe 10 мин	127	114.5	121.6	630.75	717	133

Рисунок 1.18 - График зависимости микротвердости от времени выдержки, в системе Fe - Al - Сu (5%), при 800?С

Из графика рис. 1.18 видно, что на значение микротвердости не оказывает влияние время выдержки, следовательно, не происходит изменения фазового состава интерметаллидной прослойки по истечению времени.

Наблюдается образование вторичной прослойки интерметаллида, на границе со стальной подложкой, при режимах Т = 900?С и ф = 5, 10 мин. (рис. 1.20). Предположительно это фаза с большим содержанием железа.

Рисунок 1.19 - Система Fe - Al - Cu (5%), 800?С, х 50

Рисунок 1.20 - Система Fe - Al - Cu (5%), 900?С, х 50

1.5.2 Результаты исследования процессов взаимодействия в системе Fe-Al-Mn

Так же как и для чистого алюминия стабильное смачивание начинается при температурах выше 750єС. Несмотря на то, что при температуре 700єС происходит расплавление навески припоя и ее сфероидизация, смачивания не происходит, а краевой угол смачивания >90є.

При повышении температуры до 800єС обеспечивается стабильное смачивание, причем увеличение как температуры, так и времени выдержки не оказывают существенного влияния на площадь растекания и краевой угол смачивания (табл. 1.6, рис.3.31), величины которых сходны с аналогичными для чистого алюминия. Однако оказывает влияние на кинетику роста интерметаллидной прослойки, а именно при температуре процесса 900?С, значение толщины прослойки на порядок выше значений при температуре 800?С. Для данной системы характерен скачкообразный рост толщины прослойки при времени выдержки выше 2 минут, во всем интервале температур (табл. 3.13, рис. 1.22).

Особенностью взаимодействия в рассматриваемой системе является то, что при температурах 900єС на межфазной границе образуется прослойка хрупкого интерметаллида, о чем свидетельствует откалывание капли припоя при охлаждении вследствие разностей температурных коэффициентов линейного расширения стальной подложки и капли припоя (рис. 1.21).

Рисунок 1.21 - Разрушение образца при охлаждении, Т=900єС, ф=10 мин

Таблица 1.6 - Влияние температуры и времени выдержки на характеристики смачивания и толщину прослойки в системе Fe - Al - Mn (1%, вес.)

Сплав	Температура, єС	Время, мин.	Результаты измерений
			Площадь растекания, мм2	Толщина интерметаллида, мкм	Угол смачивания, град.
Al + Mn (1%)	Смачивания и растекания при температуре 700єС нет
	800	1	160,37	145	5,17
		2	153,13	156	6,06
		5	123,14	258	7,72
		10	145	246	5,52
	900	1	144,1	296	7,7
		2	159,45	303	5,56
		5	167,26	419	4,66
		10	120,53	470	6,96

Рисунок 1.22- Зависимость площади растекания сплава Al+Mn (1%, вес.) по стали от температуры и времени выдержки

Рисунок 1.23 - Зависимость толщины интерметаллидной прослойки от температуры и времени выдержки в системе Fe-Al-Cu (5%).



Таблица 1.7 - Зависимость микротвердости поперечного сечения образцов системы Fe-Al-Mn (1%), от времени выдержки при температуре процесса 800?С

Al-Mn-Fe 1 мин	60.6	52.5	45.3	845	845	133
Al-Mn-Fe 10 мин		54.5	55.6	559.5	511.5	133

Рисунок 1.24 - График зависимости микротвердости от времени выдержки, в системе Fe - Al - Mn (1%), при 800?С

Из графика зависимости твердости покрытия от времени выдержки (рис. 1.24) видно, с увеличением времени выдержки твердость прослойки снижается, что противоречит первоначальным наблюдениям. Причиной этого явилась недостоверность данных микротвердости вследствие искажения диагоналей отпечатков, из-за хрупкого растрескивания интерметаллида при измерении.

Рисунок 1.25 - Система Fe - Al - Mn (1%), 800?С, х 50

Рисунок 1.26 - Система Fe - Al - Mn (1%), 900?С, х 50

Анализ микроструктуры показал, что рост интерметаллида не равномерный, в виде «языков» врастающих в стальную подложку.

1.5.3 Результаты исследования процессов взаимодействия в системе Fe-Al-Si

Введение в алюминиевый сплав 12% кремния позволяет снизить температуру стабильного смачивания вплоть до температуры плавления сплава Al+Si эвтектического состава (580°С). При этом увеличение температуры способствует увеличению площади растекания. Особенностью смачивания является уменьшение площади растекания при увеличении времени выдержки при температурах 700 и 800°С (табл. 1.8, рис. 1.27), что позволяет предположить о наличии эффекта дисмачивания в рассматриваемой системе. При 900°С влияние времени выдержки не значительно. При температурах 800, 900°С и времени выдержки 10 минут наблюдалось откалывание капли от подложки.

Для сплава Fe - Al - Si (12%, вес.) оценка толщины интерметаллидной прослойки не возможно, вследствие откола и растрескивания закристаллизовавшейся капли припоя.

Таблица 1.8 - Влияние температуры и времени выдержки на характеристики смачивания и толщину прослойки в системе Fe - Al - Si (12%, вес.)

Сплав	Температура, єС	Время, мин.	Результаты измерений
			Площадь растекания, мм2	Толщина интерметаллида*, мкм	Угол смачивания, град.
Al +Si, (12%)	600	1	84,03	-	9,392
		2	70,58	-	13,75
		5	53,63	-	25,374
		10	47,1	-	34,389
	700	1	149,76	-	9,664
		2	131,16	-	7,54
		5	109,7	-	9,433
		10	123,41	-	8,651
	800	1	193,35	-	5,545
		2	156,46	-	8,34
		5	142,9	-	8,32
		10	134,16	-	8,49
	900	1	159,59	-	8,238
		2	162,15	-	8,54
		5	137,1	-	10,77
		10	168,58	-	6,82

Примечание: * - оценка толщины прослойки невозможна, вследствие «откола» капли от подложки.

Рисунок 1.27 - Зависимость площади растекания сплава Al+Si (12%, вес.) по стали от температуры и времени выдержки

При содержании кремния в сплаве 6% (вес.) стабильное смачивание обеспечивается при температурах выше 700°С. При этих температурах кинетика смачивания сходна со сплавом, содержащим 12% кремния. Однако, несмотря на то, что площади растекания сходны, краевой угол смачивания меньше чем у образцов с содержанием кремния 12%. Это можно объяснить высокой диффузионной активностью, в результате которой при высоких температурах и длительных выдержках капля припоя полностью прореагировала со стальной подложкой, при этом краевой угол смачивания приближается к нулю (рис. 1.28).

Рисунок 1.28 - Картина диффузионного взаимодействия стали алюминиевым сплавом Al+Si (6%, вес.), Т=900°С

Таблица 1.9 - Влияние температуры и времени выдержки на характеристики смачивания и толщину прослойки в системе Fe - Al - Si (6%, вес.)

Сплав	Температура, єС	Время, мин.	Результаты измерений
			Площадь растекания, мм2	Угол смачивания, град.	Толщина прослойки, мкм
Al +Si (2%)	Смачивания и растекания при температуре 600єС нет
	700	1	134,16	7,894	-
		2	122,12	11,275	-
		5	109,13	12,892	-
		10	120,85	10,382	-
	800	1	193,3	3,2	65
		2	156,45	5,14	112
		5	142,9	4,77	175
		10	134,1	5,29	181
	900	1	159,59	3,21	94
		2	162,15	3,82	117
		5	137,1	2,8	163
		10	167,58	1,1	175

Примечание: * - оценка толщины прослойки невозможна, вследствие «откола» капли от подложки.

Рисунок 1.29 - Зависимость площади растекания сплава Al+Si (6%, вес.) по стали от температуры и времени выдержки

Рисунок 1.30 - Зависимость толщины интерметаллидной прослойки от температуры и времени выдержки в системе Fe-Al-Si (6%)

Из графика зависимости толщины интерметаллида от режимов процесса (рис. 1.30) видно, что влияние оказывает только время выдержки.

Таблица 1.10 - Зависимость микротвердости поперечного сечения образцов системы Fe-Al-Si (6%), от времени выдержки при температуре процесса 800?С

Al-Si(6%)-Fe 1 мин	-	107.5	71.5	630.75	663	133
Al-Si(6%)-Fe 10 мин	103	114.5	103	681	663	133

Рисунок 1.31 - График зависимости микротвердости от времени выдержки, в системе Fe - Al - Si (6%), при 800?С

Из графика, представленного на рисунке 1.31 видно, что увеличение времени выдержки не происходит существенного изменения твердости, следовательно, и фазового состава прослойки, что подтверждается результатами химического анализа (табл. 3.10, 3.11).

Анализ микроструктуры показал, что для системы Fe-Al-Si с содержанием до 6% кремния, характерен сплошной рост интерметаллидной прослойки (рис. 1.32, 1.33).

Рисунок 1.32 - Система Fe - Al - Si (6%), 800?С, х 50

Рисунок 1.33 - Система Fe - Al - Si (6%), 900?С, х 50

Снижение содержания кремния в сплаве до 3% (вес.) еще более активизирует процессы смачивания и растекания, а также диффузионного взаимодействия со сталью при температурах выше 800°С.

Рисунок 1.34 - Картина диффузионного взаимодействия стали алюминиевым сплавом Al+Si (3%, вес.), Т=900°С

Таблица 1.11 - Влияние температуры и времени выдержки на характеристики смачивания и толщину прослойки в системе Fe - Al - Si (3%, вес)

Сплав	Температура, єС	Время, мин.	Результаты измерений
			Площадь растекания, мм2	Толщина интерметаллида*, мкм	Угол смачивания, град.
Al +Si (3%)	Смачивания и растекания при температуре 600єС нет
	700	1	110,39	-	12,310
		2	115,4	-	10,542
		5	91,20	-	12,199
		10	98,57	-	12,398
	800	1	353,42	71	3,44
		2	306,13	145	4,65
		5	250,77	213	4,19
		10	323,77	274	3,40
	900	1	367,69	176	2,85
		2	353,87	215	3,44
		5	250,5	223	3,39
		10	431,53	231	2,53

Примечание: * - оценка толщины прослойки невозможна, вследствие «откола» капли от подложки.

Рисунок 1.36 - Зависимость площади растекания сплава Al+Si (3%, вес.) по стали от температуры и времени выдержки

Рисунок 1.37 - Зависимость толщины интерметаллидной прослойки от температуры и времени выдержки в системе Fe-Al-Si (3%)

Влияние времени выдержки на площадь растекания аналогично сплавам с большим содержанием кремния, однако, из графика, приведенного на рис. 1.37 видно, что при 900°С, значение толщины прослойки выше чем при 800°С, до времени выдержки 5 мин.

Рисунок 1.38 - Система Fe - Al - Si (3%), 800?С, х 50

Рисунок 1.39 - Система Fe - Al - Si (3%), 900?С, х 50

Анализ микроструктуры показал, что для системы Fe-Al-Si с содержанием до 3% кремния, характерен сплошной рост интерметаллидной прослойки (рис. 1.38, 1.39).

1.5.4 Результаты исследования процессов взаимодействия в системе Fe-Al-Ti

Стабильное смачивание стальной подложки алюминиевым сплавом с содержанием титана 5% (вес.) наблюдается, начиная с температуры 800°С. Причем с увеличением времени выдержки и температуры процесса, значение площади растекания и толщины интерметаллидной прослойки увеличиваются (табл. 1.12, рис. 3.40, 3.41).

Таблица 1.12 - Влияние температуры и времени выдержки на характеристики смачивания и толщину прослойки в системе Fe - Al - Ti (5%, вес.)

Сплав	Температура, єС	Время, мин.	Результаты измерений
			Площадь растекания, мм2	Толщина интерметаллида, мкм	Угол смачивания, град.
Al + Ti (5%)	Смачивания и растекания при температуре 700єС нет
	800	1	81,6	74	16,2
		2	93,5	114	18,3
		5	97,1	139	15,4
		10	109,0	186	16,9
	900	1	73,7	130	12,9
		2	129,5	195	8,5
		5	157,0	355	5,6
		10	157,1	256	3,3

Рисунок 1.40 - Зависимость площади растекания сплава Al+Ti (5%, вес.) по стали от температуры и времени выдержки

Рисунок 1.41 - Зависимость толщины интерметаллидной прослойки от температуры и времени выдержки в системе Fe-Al-Тi (5%)

Особенностью взаимодействия в рассматриваемой системе является то, что припой находится в твердожидком состоянии во всем интервале температур исследования.

Из графиков рисунка 3.41 видно, что при температуре процесса 900?С, значение толщины прослойки выше значений при температуре 800?С. Так же для этой температуры характерен скачкообразный рост прослойки (при времени выдержки выше 2 минут), в отличие от более низкой температуры, для которой характерно постепенное, незначительное нарастание прослойки по истечении времени.

Таблица 1.13 - Зависимость микротвердости поперечного сечения образцов системы Fe-Al-Тi (5%), от времени выдержки при температуре процесса 800?С

Al-Ti(5%)-Fe 1 мин	41.3	40.77	645	645	639.8	133
Al-Ti(5%)-Fe 10 мин	52.5	46.7	39.7	645	534	133

Рисунок 1.42 - График зависимости микротвердости от времени выдержки, в системе Fe - Al - Тi (2,5%), при 800?С

Из графика рис. 1.42 видно, что время выдержки оказывает влияние на значение микротвердости интерметаллидной прослойки, в частности при выдержке 10 мин, наблюдается снижение микротвердости по мере приближения к границе раздела фаз интерметаллид - сталь. Это противоречит результатам химического анализа, согласно которым интерметаллидная прослойка при выдержке до 10 мин образует соединение с большим содержанием алюминия, чем та же система при выдержке 1 мин. Возможно этого объясняется недостоверность данных микротвердости вследствие искажения диагоналей отпечатков, из-за хрупкого растрескивания интерметаллида при измерении.