металлических прослоек в зоне контактирования препятствует растеканию алюминия по железу. Краевой угол смачивания уменьшается, а работа адгезии увеличивается в ряду FeAl3, Fe2Al5, Fe3Al, а также с повышением температуры.

Согласно диаграмме состояния системы железо — алюминий, с расплавом, богатым алюминием, при 1073—1173 К может находиться в равновесии только 6-фаза, поэтому растекание алюминиевого расплава по ней не сопровождается образованием новых фаз и заканчивается в этом случае за (0,5. 1) • 10 2 с, т. е. равновесие достигается почти мгновенно. Напротив, значительное изменение краевого угла во времени связано с необратимым межфазным переносом массы. Движущая сила этого переноса обеспечивается разностью химических потенциалов компонентов в термодинамически неравновесных системах Fe2Al5 — А1 и FesAl — А1 при 1073 — 1173 К.

Вычисленные по температурной зависимости скорости растекания (в интервале 973—1173 К) эффективные энергии активации для FeAl3 и Fe2Al5 близки и составляют 96—108 кДж/(г • ат).

Плохая смачиваемость алюминием интерметаллидов системы Fe — А1 послужила основой технологического приема, предусматривающего предварительное создание интерметаллидов на поверхности стальной детали с целью ограничения растекания припоев на алюминиевой основе.

Таким образом, изменение угла 6 со временем в системе Fe — А1 имеет довольно сложный характер. Выше показано, что краевой угол смачивания алюминием железа или интерметаллидов Fe2Al5 и Fe3Al (см. рис. 53) резко уменьшается в течение первых 10 с после приведения их в контакт друг с другом, тогда как для алюминия на железе после кратковременного уменьшения через 0,5—3 мин он резко возрастает, что и обусловливает переход от величин краевых углов, представленных кривыми /—4 на рис. 53, к величинам, представленным кривыми 5—10 на этом же рисунке.

При взаимодействии алюминия с железом образование интерметаллических фаз и растворение твердого металла протекают одновременно. При этом вследствие обогащения железом изменяются свойства расплава. Поэтому особый интерес представляет исследование кинетики растекания железоалюминиевых расплавов по железу. Растворимость железа в жидком алюминии увеличивается от 2,5 % при 973 К до 11 % при 1173 К [298].

Кинетика растекания железоалюминиевых расплавов с массовым содержанием железа 0,25—10 % по поверхности железа изучалась при 973—1173 К [102, 256]. С введением железа в расплав алюминия скорость растекания увеличивается, краевой угол смачивания уменьшается, время растекания сокращается (время перехода в твердожид-кое состояние), а толщина диффузионного слоя уменьшается. Добавки железа к жидкому алюминию не изменяют характера роста переходного слоя и сокращают время растекания вследствие ускорения прорастания кристаллов интерметаллидов в жидкую фазу.

Анализ экспериментальных данных по кинетике растекания алюминия по железу, интерметаллическим соединениям, железоникеле-

вым и железохромовым сплавам, а также алюмокремниевых сплавов по железу позволил выявить некоторые детали механизма распространения алюминия по поверхности железа.

Опыты показали, что скорость растекания уменьшается со временем. Проведенные эксперименты позволяют оценить скорость спустя 0,6 X X Ю-2 с от момента приведения в контакт капли алюминия с железом. Например, при 973 К она составляет 40 см/с. На этой первой, самой кратковременной стадии (доли секунды) происходит быстрое растекание капли при совместном действии капиллярных сил и ее массы. Затем капля принимает форму линзы с конечным краевым углом (в интервале 2—-20 с в зависимости от температуры опыта), скорость растекания падает до 1 • Ю-1 — 2 • 10—3 см/с, и при этом хорошо выполняется параболическая зависимость. Вслед за этой кратковременной стадией сразу же начинается вторая, основная стадия: от края капли начинает распространяться хорошо видимое светлое пятно с отчетливо очерченным фронтом. При 973—1023 К это пятно у контура капли фиксируется как тонкая пленка, вытягивающаяся из ее объема и распространяющаяся по поверхности железа. Эта пленка образуется, по-видимому, в результате поверхностной диффузии алюминия по железу, и дальнейшее растекание алюминия осуществляется по ней. Затем наступает третья стадия процесса, когда рост пятна резко замедляется. Это объясняется тем, что при распространении капли алюминия по железу имеют место два конкурирующих процесса: распространение алюминия по поверхности железа и его «впитывание» в образец в результате объемной диффузии.

Роль объемной диффузии как основного фактора, вызывающего прекращение роста диффузионного пятна на поверхности, особенно наглядно демонстрируют данные о влиянии температуры. Оба процесса, определяющие рост матового пятна вокруг алюминиевой капли,— поверхностная и объемная диффузия — в большой степени зависят от температуры опыта. Поскольку энергия активации объемной диффузии принципиально больше энергии активации поверхностной, естественно ожидать, что изменение температуры опыта сильнее отразится на впитывании алюминия в объем, чем на его распространении по поверхности. Иными словами, повышение температуры должно вызывать ускорение роста пятна и одновременно приводить к уменьшению его конечных размеров [99, 256].

Решающим же фактором является то, что на завершающей стадии процесса в результате изменения свойств расплава и роста кристаллов промежуточной интерметаллической фазы изменяется форма капли и растекание прекращается.

Учет объемной диффузии алюминия позволяет также объяснить влияние величины зерен на скорость процесса роста пятна и на его окончательные размеры. Очевидно, что алюминий накапливается в поверхностном слое тем быстрее, чем медленнее его отвод с поверхности образца в объем. Поскольку скорость диффузии по границам зерен значительно выше, чем в самом зерне, на материале с мелким зерном «впитывание» алюминия происходит более интенсивно и, следовательно, продвижение видимого матового фронта замедляется. По этой же при-

145