Метод получения интерметаллических соединений в чистом виде и исследование их свойств.
Сплавы, стехиометрически соответствующие интерметаллическим фазам системы алюминий – железо, могут быть приготовлены различными методами, известными в практике получения сплавов и тугоплавких металлических соединений. К этим методам относятся: выплавка в дуговых или индукционных печах, спекание порошков, алюмотермическое восстановление кислородных и галоидных соединений, электрическое выделение кристаллов интерметаллических соединений и др. Так, сплавы алюминия с ванадием, медью, титаном, железом и ряд других соединений успешно могут быть получены методом прямого сплавления с применением дугового разряда в медном водоохлаждаемом тигле с вольфрамовым электродом. Интерметаллиды FеАl3, Fе2Аl5 получены также при взаимодействии жести с алюминиевыми порошками. Эти методы довольно трудоемки. Помимо этого, здесь возникают проблемы воспроизводимости и однородности результатов. В дуговой печи получаются интерметаллические соединения в виде слиточка. Изготовление образцов определенной формы из такого слиточка не всегда возможно из-за чрезмерной твердости и хрупкости интерметаллических соединений. Нами были предприняты попытки изготовить интерметаллиды системы алюминий – железо указанными выше способами. Сплавы выплавляли в дуговой печи с вольфрамовым электродом в атмосфере гелия. Газ очищали от примесей кислорода, водорода, азота, предварительно пропуская его через нагретый губчатый титан. Плавки обычно вели при температурах, близких к температуре плавления железа или превышающих ее, чтобы компоненты лучше смешивались. Жидкие сплавы отливали в массивную стальную форму. Сплавы, состоящие в основном из Fe2Аl, после охлаждения растрескивались, другие разрушались при механической обработке. На основании анализа литературных данных и результатов собственных предварительных опытов была разработана более современная методика отливки образцов.
Для определения характеристик отдельных фаз был предложен и практически осуществлен способ получения интер-металлических фаз системы железо – алюминий в форме стержней диаметром от 3 до 10 мм, длиной до 200 – 250 мм. Для приготовления сплавов выбранных составов применяли армко-железо и алюминий АВ000 (99,99 %А1). Способ состоял в следующем:
Коэффициенты диффузии. Для правильного назначения режимов алитирования стали и сварки алюминия со сталью необходимо располагать достаточно надежными данными о подвижности атомов в диффузионных прослойках, возникающих в зоне контакта двух металлов и особенно в промежуточных интерметаллических фазах. Диффузионную подвижность железа в этих фазах исследовали с помощью радиоактивных индикаторов в интервале температур 900–1150° С. Интерметаллические фазы системы железо – алюминий предварительно подвергали длительному гомогенизирующему отжигу при 1100° С. Параллельная форма торцов обеспечивалась шлифовкой. На один из торцов с помощью электролита наносили слой железа, содержащий Fе55. С помощью специально изготовленной мишени изотопа А126 изучали процесс самодиффузии на образцах из чистого алюминия и железоалюминиевых сплавов, по химическому составу и структуре соответствовавших интерметаллическим фазам. Две мишени А126 активностью 105 распад/мин представляли собой пластину из алюминия с ребрами. Глубина активированного слоя составляла примерно 0,5 мм. Из этой пластины методом прокатки была получена алюминиевая фольга толщиной 10 – 15 мкм с глубиной активной зоны 3-^5 мкм. Нарезанную в виде дисков нужного диаметра фольгу активной стороной прикладывали к предварительно подготовленной поверхности образца алюминия или соответствующего интерметаллида, сверху покрывали другим образцом и все это зажимали в струбцине. Как и в случае определения диффузионной подвижности железа, отжиги производили в печи ТГВ 1. Температуру измеряли с помощью хромель-алюмелевой термопары и регулировали с точностью ±10 град.
Для апробирования методики вначале определяли коэффициенты самодиффузии алюминия способом снятия слоев. Соли снимали шлифовкой. Распределение изотопа А126 по глубине образца узнавали с помощью сцинтилляционного датчика с кристаллом Nal и фотоумножителя, помещенных в специальный свинцовый домик, так как ранее использовавшиеся счетчики радиоактивных импульсов оказались непригодными для этой цели.
Из зависимости логарифма коэффициентов самодиффузии алюминия в соответствующие интерметаллические фазы от обратной температуры получены параметры самодиффузии для фаз Fе3Аl, FeAl, FеАl2 и FеАl3. Измерение удельного электросопротивления. Для определения электропроводности интерметаллических фаз были изготовлены образцы диаметром 8 – 10 мм и длиной 120 мм. Образцы зажимали в специальном приспособлении с подвижными контактами, с которых снимались показания о падении напряжения. База замеров составляла 60 мм.
Сопротивление измеряли по схеме двойного моста постоянного тока. Величину электросопротивления в каждом случае определяли как среднюю трех-пяти измерений. Удельные электросопротивления интерметаллических фаз системы железо – алюминий в литом и отожженном состояниях мало различаются. Величина электросопротивления рассмотренных интерметаллических фаз намного больше, чем у исходных металлов – алюминия и железа. Электросопротивление фазы Fе2Аl5 аномально высоко – максимальное значение достигает 3,3 ом-мм 2/м (примерно в 150~раз больше, чем для алюминия).
Коэффициент линейного расширения. Для определения коэффициентов линейного расширения были взяты образцы диаметром 4 мм и длиной 50 мм. Исследования выполняли на дифференциальном дилатометре Шевенара в широком температурном интервале, верхний предел был на 20 – 50 град ниже температуры плавления.
Анализируя данные, полученные для сплавов системы алюминий – железо, можно заметить известную из литературы обратную зависимость коэффициента линейного расширения от температуры плавления. Сплав FeAb, например, имея более высокую температуру плавления (1160 °С), чем сплав FeAl (1100 °С), характеризуется более низким коэффициентом линейного расширения. Наиболее высокий коэффициент линейного расширения у алюминия.
Обращает на себя внимание резкое различие в коэффициентах линейного расширения у сплавов и основных металлов. Это может способствовать образованию трещин в биметаллическом сталеалюминиевом соединении. Соединения алюминия с железом, образующие фазы FеАl3, менее склонны к образованию трещин, чем, например, соединения алюминия с медью, которые характеризуются меньшей разницей коэффициентов линейного расширения. Видимо, поэтому разрушение комбинированного соединения часто наблюдается со стороны алюминия.


  • Читать все новости