ОСОБЕННОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРОЕНИЯ СТАЛЕАЛЮМИНИЕВОГО КОМПОЗИЦИОННОГО МАТЕРИАЛА

Полный текст

Комбинированные материалы слоистой структуры из стали и алюминия находят широкое применение в области тяжёлого машиностроения, автомобилестроения, химической промышленности, судостроения, энергетической и аэрокосмической отраслях [1-5]. Использование многослойных конструкционных материалов позволяет значительно повысить ресурс деталей, элементов конструкций, работающих в условиях агрессивных сред, высоких температурных и силовых нагрузок [6, 7]. Сталеалюминиевые композиты обладают потенциалом рационализации строительных металлоконструкций. Однако внедрение существующих разработок без снижения эксплуатационной надёжности и долговечности затруднено. Остаётся открытым вопрос совмещения интерметаллических фаз по принципу гетерогенного проектирования состава переходной зоны [8, 9] в качественный и прочный контакт. Главная проблема при сварке заключается в росте хрупкого слоя твёрдых растворов на основе железа, алюминия и оксидов, не отвечающего требованиям стабильности [10]. Сложный механизм растворимости в стыке двух различных сред системы «Fe-Al» представляет практический интерес для изучения закономерностей формирования контакта и управления технологией процесса в части определённых диапазонов температур. Известно, что Al растворяется в α-Fe в разы лучше, чем Fe в Al [11, 12]. По данным работы [13] воспроизведён график растворимости железа в твёрдом алюминии (рис. 1). Тенденция изменения предполагаемой функции, обозначенная сплошной Н.М. Бочаров 47 Градостроительство и архитектура | 2018 | Т. 8, № 2 линией, характеризует резкий спад образования твёрдых растворов в интервале 500-600 °С, что соответствует теории «связи фазовых переходов и критических явлений со стационарными температурами» [14]. Изгиб кривой находится вблизи 514,5 °С, вертикаль разделяет две разные фазы. Вероятно, модификация второго порядка появляется после 514,5 °С [14]. Проведя аналогию кривой на рис. 1 с фазовой диаграммой «Al-Fe», обнаружено в узкой области температур 500-600 °С перитектическое превращение при 552 °С: α+α2´= Fe3Al [12]. С целью возможного регулирования реакции появления твёрдых растворов необходимо выполнить задачу идентификации компонента двойной Рис. 1. Общая тенденция функции растворимости железа в алюминии [13] Рис. 2. Результат дифференциально-термического анализа стали Ст0 после термостатической обработки в течение 1 мин при 520 °С: 1 - кривая дифференциального термического анализа; 2 - график скорости нагрева образца; 3-режим скорости нагрева калориметра системы «Al-Fe», инициирующего процесс торможения растворимости. Точность определения и диагностики параметров материалов во многом зависит от применяемых методик. Комбинированные подходы обладают большей результативностью, в отличие от одиночных. В качестве метода определения тепловых эффектов выбран дифференциально-термический анализ (ДТА) на калориметре ДТА-500 [15] в неклассическом исполнении. Нестандартность заключается в заранее предусмотренной тепловой обработке по методу изотермического дискретного сканирования (ИДС) [14] и использовании дополнительной термопары для регистрации скорости нагрева образца. Градостроительство и архитектура | 2018 | Т. 8, № 2 48 СТРОИТЕЛЬНЫЕ МАТЕРИАЛЫ И ИЗДЕЛИЯ План эксперимента: 1. Термостатическая обработка в рабочей камере калориметра ДТА-500 стали Ст0 размером 5х5х0,5 мм в течение 1 мин при температуре 520 °С. 2. Резкое охлаждение стали в среде кислорода. 3. Выставление программы нагрева ДТА по линейному закону (рис. 2, график 3). 4. Установка предварительно обработанного образца 5х5х0,5 мм Ст0 на термопару с возможностью одновременного построения графика скорости нагрева (°С/мин) термокамеры и стали. 5. Обработка результатов с прибора ДТА. Материалы для точечной сварки: техническое железо толщиной 1,5 мм с содержанием углерода C<0,025 %; алюминиевый сплав толщиной 2 мм с системой легирования Mg-1,1 %, Si-0,5 %. Сварка выполнялась на оборудовании ТКМ - 75 при следующих параметрах: сила тока 80-85 кА, нагрузка около 0,18 МПа, диаметр электрода 5 мм. Совокупностью методов ИДС-ДТА получен тепловой эффект c резким увеличением скорости нагрева стальной вырезки (рис. 2, 3) в диапазоне 450- 550°С. Следовательно, перегиб на рис. 1 при 500°С является проявлением свойств железа в составе стали на процесс растворимости в алюминии. Графическое оформление функции нагрева (см. рис. 2, график 2) после термостатической обработки иллюстрирует высокую активность в поверхностных слоях металла, так как импульс на датчик термопары поступает в первую очередь с точки соприкосновения. По геометрическому состоянию восходящий фронт пика экспериментальной кривой имеет ступенчатый вид, нисходящий же - более умеренную кривизну (см. рис. 3, график 4), на кривой ДТА зафиксировано незначительное возмущение в тех же координатах. В первом приближении статистический вес состояния вещества в момент превращения можно аппроксимировать распределением Гаусса и профилем Войта (см. рис. 3, графики 1-3). Изменение наклона площадки снижения растворимости железа в алюминии относительно оси температур (см. рис. 1) или минимизации взаимодействия металлов регулируется введением в зону контакта легирующих металлических и неметаллических добавок. Это необходимая мера управления процессом синтеза. Сводная диаграмма плотностей [14] и результат точечной сварки технического железа и сплава алюминия (рис. 4) подтверждают, что между Fe и Al располагается серия соединений оксидов основных металлов композиции, смешанные кристаллические вещества сложной стехиометрии. Исследование электронным микроскопом сварного стыка показало серьёзные дефекты со стороны алюминиевого сплава (см. рис. 4): горизонтальная Рис. 3. Тепловой эффект стали в диапазоне температур замедления взаимного смешивания железа и алюминия: 1,3 - распределение Гаусса; 2 -профиль Войта; 4 - экспериментальная функция скорости нагрева Н.М. Бочаров 49 Градостроительство и архитектура | 2018 | Т. 8, № 2 микротрещина параллельно (1-х505) и в непосредственной близости интерметаллической прослойки (2-х600), высокая пористость (3-х990). На микрофотографии отчётливо виден консолидированный участок неметаллических включений тугоплавких окислов (3-х990, в верхнем правом углу). В середине сварной точки на плоскости железа (3-х990, светлый металл) имеются продолговатые поры размером от 5 до 30 мкм. Ориентация структуры и пустот связана со спецификой направленного воздействия электрического тока и работы пластической деформации. Участки, подверженные наибольшему воздействию сварочного тока, преобразовались в области пониженной плотности с большим количеством полостей (см. рис. 4; 3-х990) на границе раздела фазовых составляющих материала. Такое состояние интерфазы недопустимо, так как существенно падает прочность сцепления слоёв. Структура на периферии стыка 1, 2 совершенно другая: поры в алюминии обособленные, иной геометрической формы и размера, расположены не так близко друг к другу, как в случае 3. Также заметна тонкая интерметаллическая прослойка, возможно пористая, толщиной около 2-5 мкм. Следовательно, неравномерное распределение энергии электрической дуги от сварочных электродов снизило встречный диффузионный поток металла, как в случае железа с алюминием (см. рис. 1). Выводы. 1. В диапазоне температур 450-550 °С обнаружен экзотермический фазовый переход, влияющий на процесс образования твёрдых растворов, где координата 514,5 °С является границей между метастабильным и нестабильным состояниями фаз. 2. Торможение растворимости Fe в Al запускается сменой фазового состояния структуры железоалюминиевых интерметаллидов FexAly с одной модификации на другую. Начало процесса инициирует ферромагнитная структура железа (см. рис. 1 - 3). 3. В процессе исследования микрофотографий композита обнаружены дефекты, не совместимые с требованиями надёжности и долговечности. Выявлены участки с избыточной пористостью, трещинами и неметаллическими включениями. 4. Таким образом, для обеспечения эксплуатационной надёжности сталеалюминиевого композиционного материала подход соединения разнородных металлов требует более тонкой технологии регулирования структуры и свойств через проектирование состава интерфазы, опираясь на данные растворимости в твёрдом состоянии.

Об авторах

Николай Михайлович БОЧАРОВ

Самарский государственный технический университет

Email: vestniksgasu@yandex.ru

Список литературы

Дополнительные файлы