Метки: Цвет.мет.
Причины существования подтвержденной экспериментально кристаллографической анизотропии роста интерметаллической фазы находят однозначное истолкование при рассмотрении кристаллографической структуры П-фазы, расшифровка которой удалась Шуберту. Согласно данным этих исследователей, фаза Fе2Аl5 обладает элементарной ячейкой орторомбического типа – она имеет две направленные вертикально вверх и стоящие друг над другом с-оси. Узлы решетки вдоль с-осей заняты исключительно атомами алюминия. Другие атомы алюминия и все атомы железа находятся внутри элементарной ячейки или на ее боковых гранях. Они кольцеобразно окружают на расстоянии с / 2 обособленные структурные цепочки из атомов вдоль оси с. Отсюда следует, что в кристаллах фазы также должны присутствовать сравнительно густо заселенные атомами алюминия цепочечные элементы структуры, в которых в пределах квазикольцеобразного окружения из атомов алюминия и железа можно предположить повышенную деформируемость и подвижность атомов вдоль оси с.
В этой связи особое значение приобретает утверждение Шуберта о том, что плотность заселения атомами вышеупомянутых цепочечных структурных элементов решетки в некоторых случаях достигает всего 70 %. Это утверждение было подкреплено расчетами интенсивности рентгеновских отражений соответствующих элементов структуры.
Такая высокая концентрация «дырок» в параллельных друг другу обособленных цепочечных элементах структуры хорошо объясняют повышенную селективную подвижность атомов алюминия вдоль определенных предпочтительных кристаллографических направлений. Плоскость базиса кристаллической решетки совпадает с плоскостью основания столбчатых кристаллов интерметаллической фазы, а ось с совпадает с продольной осью столбчатых монокристаллов этой фазы. Таким образом, на основании этих представлений можно довольно просто объяснить как кристаллографическую анизотропию скорости диффузии, так и сравнительно большую интегральную скорость прохождения реакции взаимодействия между двумя металлами с образованием г|-фазы. Одновременно становится возможным ответить и на вопрос, почему, помимо фазы РегАЬ, не обнаруживаются с достаточной достоверностью другие интерметаллические фазы, которые, должны, согласно диаграмме равновесия алюминий – железо, присутствовать в рассматриваемой области концентраций и температур.
Следует отметить, что полученные данные по фазовому составу диффузионных зон могут быть перенесены на аналогичные зоны в соединениях, полученных заливкой арматуры, сваркой – пайкой, так как термический цикл в этом случае не вносит изменения в ширину фазовых полей.
Таким образом, в связи с тем, что при температурах 750 – 800° С интерметаллиды имеют вид столбчатых образований, растущих от границы в глубь стали, можно полагать, что скорость диффузии алюминия в сталь выше скорости растворения интерметаллидов в алюминии. Возможно также «засасывание» алюминиевого расплава в сталь капиллярными силами через микроскопические поры, а также вследствие плавления эвтектики по границам зерен.
Ширина прослойки при этом возрастает с увеличением длительности контакта. В алюминиевом расплаве при его кристаллизации также выделяется некоторое количество интерметаллидов.
Повышение температуры до 900 – 980° С, по-видимому, более значительно увеличивает скорость диффузии через интерметаллический слой атомов железа, чем атомов алюминия. Увеличивается также скорость растворения интерметаллидов. Толщина слоя с ростом времени контакта в общем случае может не повышаться (даже уменьшаться) вследствие интенсивного растворения в алюминии. Общее количество интерметаллидов возрастает, но значительная их часть будет выделяться из объема алюминиевого расплава при его кристаллизации.
Надо отметить, что характер протекания процессов на границе алюминия со сталью в процессе сварки обусловлен резким изменением температур, поэтому значительного развития диффузионной зоны, а также значительного растворения основного металла шва (алюминия), как правило, не наблюдается.
Попытаемся оценить термодинамическую вероятность образования интерметаллических фаз в соединении алюминия со сталью. В настоящее время известно несколько практических способов расчета энтропии интерметаллических соединений: простое суммирование энтропии твердых компонентов, расчет по методам Карапетьянца и Виннера и по формулам Истмена и Герца. Из всех этих способов наиболее точным и приемлемым является расчет по формуле Истмена; остальные способы либо неточны (суммирование энтропии компонентов, расчет по формуле Герца), либо требуют знания величин некоторых коэффициентов, определение которых для железо – алюминиевых соединений в настоящее время не представляется возможным (расчет по методам Карапетьянца и Виннера).
Известно, что в сплавах на основе переходных металлов легирующие электроположительные элементы, например алюминий, цинк, отдают часть своих валентных электронов атомам переходного элемента на заполнение его недостроенного 3 d-слоя. При этом атомы легирующего элемента становятся более электроположительными по отношению к атомам (или ионам) переходного элемента, что приводит к возникновению в сплаве ионной (наряду с металлической) составляющей сил межатомной связи. По мере возрастания в сплаве содержания легирующего элемента заполненность 3-слоя переходного элемента увеличивается, а вместе с этим растет и доля ионной составляющей сил связи, т. е. прочность химической связи разнородных атомов в решетке сплава и, следовательно, его стабильность (устойчивость).
Таким образом, на основании данных о заполненности оболочки атомов переходного элемента представляется возможным судить в целом о прочности сил связи в решетке интерметаллического соединения, т. е. о его термодинамической устойчивости.
  • Читать все новости