Файл: Мастеров, В. А. Практика статистического планирования эксперимента в технологии биметаллов.pdf

Рис. 40. Результаты испытаний сопротивления отрыву слоев (а), прочностной однородности (е) и ударной вязкости (о) биметал­

лического соединения Х18Н10Т4*АД1*ЬАМг6

не соединения слоев происходит диффузия примесей, ра­ нее адсорбированных на свободных поверхностях ме­ таллов, релаксируют остаточные напряжения, проходят процессы отдыха и рекристаллизации, спекание мнкро-

130

участков непроваров и пор, т. е. весь комплекс явлений, понижающих энергию границы соединения металлов. Эти процессы ведут к гомогенизации структуры и соста­ ва материала на поверхности соединений, и, как свиде­ тельствуют данные рис. 40, к повышению прочностной однородности биметалла. Сопоставление рис. 40 с дан­ ными о температурно-временных границах появления интерметаллических соединений и распределения эле­ ментов в зоне взаимной диффузии показывают, что на первой стадии отжига еще нет интерметаллических фаз, но имеется заметное обогащение прослойки АД1 магни­ ем, диффундирующим из сплава АМгб. Магний увеличи­ вает прочность прослойки, соответственно растет и со­

противление отрыву слоев а.

Увеличение разброса прочности и падение средней прочности в соединениях с развитыми интерметалл1ическими прослойками можно связать:

снизкой прочностью слоя интерметаллическнх соеди­ нений, как предполагают авторы работы [49];

сэффектом ослабления связи прослойки интерметаллидов с алюминием, что предположил Т. Хойман [71].

Новые экспериментальные данные по этому вопросу рассмотрены в следующем параграфе.

МАТЕМАТИЧЕСКАЯ И ФИЗИЧЕСКАЯ МОДЕЛИ ИЗМЕНЕНИЯ СОПРОТИВЛЕНИЯ ОТРЫВУ СЛОЕВ БИМЕТАЛЛА ПОСЛЕ ВТОРОЙ СТАДИИ ОТЖИГА

Лит!ратурные данные, а также эксперименты автора показывают, что в состоянии поставки разрыв происхо­ дит по прослойке наименее прочного материала АД1, а после появления развитого слоя интерметаллических фаз разрушение локализуется по стыку слоя Fe2Als и алюминиевого твердого раствора и частично вблизи не­ го в слое фазы Fe2Als. Разрушения по стыку стали и ин­ терметаллической фазы не отмечено.

Специальное исследование [50] коэффициентов тер­

близки к таковым для стали. Этот факт в сочетании с от­

счет ползучести алюминия при температуре около 500° С позволяет сомневаться в существенной роли темпера­ турных напряжений в снижении прочности биметалла после отжигов.

Важные для понимания причин уменьшения а резуль­ таты получены в работе [50] при испытании на растя­ жение образцов интерметаллических соединений систе­ мы Fe—А1, изготовленных вытягиванием из расплава. Диаметр образцов составлял 7,45 мм, общая длина до 200—250 мм. Наименьшая прочность при растяжении 3—5 образцов соединений Fe2Al7, FeAl3, Fe2Als оказа­ лась равной соответственно 1,8, 1,5 и 1,7 кгс/мм2, разру­ шение оценено как хрупкое, без следов площадки теку­ чести.

При обсуждении этих опытов возникают два вопроса: 1. Можно ли считать низкую прочность слоя ннтер-

металлических соединений причиной падения а биме­ талла? Положительный ответ на этот вопрос дан в ра­ боте [49].

2. Пригодно ли такое моделирование для выяснения прочности иитерметаллпческой прослойки?

Из статистической теории разрушения [53,54] следу­ ет, что измеренная прочность хрупких материалов всегда меньше у образцов большего объема в соответствии с уравнением

где Ох и 0о— средние значения пределов прочности об­ разцов с рабочим объемом V\ и У2;

т — постоянная В. Вейбулла.

Примем в качестве разумной оценки объем испытан­ ных образцов сплава пнтерметаллического состава

V2 — —- 7,452 1 0 0 ^ 4000 мм3,

4

а объем интерметаллической фазы в образце такого же диаметра из отожженного биметалла

V1 = — 7,452- (15 н- 40 мкм)-10~3^ 0,5 2 мм3,

4

Соответственно

V2/yi = (2^8)-103,

т

Значение т можно вычислить по данным работы

ность прослойки Fe2Als толщиной 15—40 мкм оценива­ ется

т. е. эффект влияния объема значителен и его нельзя не учитывать при оценке прочности интерметаллпдов.

Более убедительной представляется гипотеза Т. Хоймана [72] об ослаблении связи интерметаллпда с ме­ таллом, обладающим большим парциальным коэф­ фициентом диффузии в слое интерметаллпда. В соот­ ветствии с этой гипотезой концентрация вакансий в части слоя Fe2Al5 на границе с алюминием и на самой гра­ нице должна превышать равновесную. Избыточные ва­ кансии должны коагулировать, постепенно образуя рас­ слоение вблизи и по стыку АД1 с Fe2Al5 (эффект Я- И. Френкеля).

Поскольку в зоне соединения слоев имеются диффузи­ онные барьеры: осколки стойких окислов алюминия, хрома и другие и интенсивность деформации при прокат­ ке пакета статистически распределена по площади сое­ динения АД1 со сталью, то критическая температура об­ разования и толщина слоя интерметаллических просло­ ек также оказываются статистически распределенными по поверхности соединения. Соответственно им должны распределиться диффузионные мпкроучастки расслоя, яв­ ляющиеся дефектами материала и обусловливающие (на­ ряду с начальными дефектами) статистический харак­ тер прочности и разрушения соединений сталь+алюминий.

На основании предложенной физической модели мож­ но предположить кинетику прочности о под влиянием от­

ставит 0 < 50< ;1,0 долю номинальной площади соеди­ нения.

133

Тогда скорость изменения s будет прямо пропорцио­ нальна (1—s), т. е. площади, являющейся источником атомов алюминия, поток которых порождает встречный поток вакансий, и обратно пропорциональна х11 (вначале п т 0,5), что уменьшает поток вакансий.

Итак

где константа скорости «реакции» образования расслоя М предполагается в форме уравнения Аррениуса

с предэкспоненциальным множителем т0 н энергией ак­ тивации АД. Уравнение (64) учитывает ускорение коагу­ ляции вакансий с ростом температуры Т, К. В первом приближении энергию активации роста площади расслоя ДЕ считаем не зависящей от температуры и длительнос­ ти изотермического отжига. Для упрощения расчетов до­ пускается, что показатель степени п также не зависит от Т и х, по крайней мере, на каждом из нескольких эта­ пов отжига: вначале п = 0,5, затем п постепенно умень­ шается под действием диффузионных барьеров — участ­ ков расслоя: при s-vl должно быть я-»-0.

После разделения переменных в уравнении (63) и интегрирования при Т= const получим

где s0< 1 — удельная площадь несварившихся при про­ катке пакета участков (удельная площадь дефектов в момент т = 0 ) .

Если фактическая прочность на участке, не занятом расслоем, равна аПОст, то измеренная прочность а, оче­

видно, равна сгиост(1—s). Тогда относительная прочность после отжига Т, х составит

Обозначим т* характеристическое время, за которое при 7’=const среднее значение сопротивления отрыву

134

слоев а снижается в е раз ( е — основание натуральных логарифмов).

Тогда при s0= 0

Для роста средней толщины х интерметаллического слоя, как установлено автором1, выполняется зависимость вида

где

k = kQexp

RT )

Обозначим через х * среднюю толщину интерметаллида к моменту снижения а в е раз:

что означает равенство средней прочности после отжига при различных режимах (температура и длительность), но с одинаковой средней толщиной интерметаллнческих прослоек.

Когда площадь расслоя занимает малую часть по­ верхности соединения, разумно принять /г=0,5. При этом

1 Совместно с И. В. Прилепскон п Г. М. Кузнецовым.

135