чине конечные размеры пятна на мелкозернистом железе оказываются меньше, чем на крупнозернистом. Механизм процесса растекания можно представить следующим образом. При соприкосновении железа с расплавленным алюминием на первой стадии процесса в зоне контакта образуется относительно неподвижный хемосорбированный слой алюминия на железе. Затем алюминий из внешних слоев, передвигаясь по адсорбированному слою и достигая его края, захватывается подложкой и тоже хемосорбируется, тем самым продвигая границу слоя алюминия по железу. Этот механизм растекания, называемый иногда механизмом «развертывающегося ковра», обеспечивает достаточно большую скорость поступления атомов алюминия на железо. Ориентировочная оценка по наблюдаемым скоростям растекания приводит к приемлемым, хотя и несколько заниженным значениям коэффициентов поверхностной диффузии: 2 X X Ю-4 — 1 • 10~5 см2/с. Несколько заниженные значения коэффициентов диффузии можно объяснить частичным отводом атомов алюминия сначала в приповерхностный слой, а затем и в объем железа, обусловленным большой растворимостью алюминия в железе (около 35 % (по массе) при температуре опыта). Наряду с поверхностной диффузией возможны и другие достаточно быстрые способы распространения, например миграция по дефектам структуры и объемная диффузия, в результате чего образуется промежуточная фаза, препятствующая дальнейшему растеканию алюминия по железу. При изучении микроструктуры в плоскости, перпендикулярной к контактной поверхности, на образцах после кратковременной изотермической выдержки обнаружено, что профиль капли у ее края резко изменяется [256]. Это наблюдение подтверждает наличие у фронта растекающейся капли опережающего слоя и свидетельствует о наличии сопротивления движению жидкости по нему. Микрорентгеноспектральный анализ показал, что опережающий слой у фронта капли состоит из г)-фазы. Растущие перпендикулярно к границе раздела кристаллы интерметаллической фазы также препятствуют растеканию. Увеличение содержания железа в расплаве сокращает время прорастания кристаллов промежуточной фазы, что приводит к уменьшению времени растекания. При растекании алюминия по железу, кобальту и никелю в вакууме (3.5) • 0,133 МПа в интервале 573—1273 К начальные скорости растекания (средние за 1,56 • Ю-2 с) составляют 30—60 см/с, а эффективные энергии активации на этой стадии процесса, вычисленные по температурной зависимости скорости, близки и равны 8,4— 12,5 кДж/моль. На основной стадии растекания (спустя 1,5 • Ю-2 с и до почти полной остановки процесса) скорость растекания резко уменьшается со временем в пределе примерно 3—1 • Ю-3 см/с и увеличивается в ряду железо, кобальт, никель. При этом контактные углы смачивания меньше 90° и уменьшаются при переходе от железа к никелю. Краевые углы составляют 33,28 и 18° для систем соответственно алюминий —■ железо, алюминий — кобальт, алюминий — никель при 1023 К. Полное смачивание зафиксировано при растекании алюминия по кобальту при 1473 К. Экспериментально наблюдаемый факт влияния природы поверхности твердого тела на кинетику растекания в системах алюминий — металл семейства железа, по-видимому, связан с различием величин свободной энергии образования алюминидов при переходе от железа к никелю [104]. Изучение температурной зависимости скорости растекания алюминия по железу на основной стадии процесса при различном времени контакта показало, что с повышением температуры до 1073 К скорость растекания на временном отрезке 2—20 с увеличивается. С дальнейшим повышением температуры до 1273 К увеличиваются скорость растекания и скорость химической реакции, однако скорость химической реакции увеличивается быстрее, быстро прорастают кристаллы промежуточной фазы на контактной границе, изменяются свойства расплава и скорость растекания затухает. Эффективная энергия активации, оцененная по температурной зависимости времени окончания процесса, для изученных систем составляет 71—75 кДж/моль. Высокие значения работы адгезии (58,5—75 кДж/г • ат в интервале 973— 1273 К) для данных систем, их рост с температурой подчеркивают химическую природу взаимодействия на контактной границе твердый металл — жидкий металл. Прямым подтверждением химического взаимодействия на контактной границе является образование переходных слоев постоянного состава. Данные микроструктурного, рентгеноструктурного и локального микрорентгеноспектрального анализов, замеров микротвердости позволили идентифицировать фазы Ре2А16 и РеА13 в системе алюминий — железо, №2А13 и Ы1А13 в системе алюминий — никель, Со2А19 и Со2А1Б в системе алюминий — кобальт, образующиеся на контактной границе твердый металл — жидкий металл на образцах после опытов по растеканию [104]. Учитывая изложенное выше, растекание можно представить как активационный процесс, полагая, что граница жидкости на периметре смачивания продвигается между последовательными положениями равновесия через активационные энергетические барьеры под действием движущей силы, вызывающей растекание. Таким образом, в системах с химическим взаимодействием компонентов процесс растекания имеет активационный характер, а его скорость определяется изменением межфазной энергии во времени в результате поотекания собственно топохимической реакции. 4. Смачивание меди, титана и молибдена расплавленным алюминием Смачивание меди алюминием. При сварке в среде, свободной от кислорода, жидкий алюминий хорошо растекается по твердой меди; Уже начальные значения краевых углов смачивания составляют 60—70°, уменьшаясь в течение 0,5 мин до 30—40°. Повышение температуры от 1073 до 1273 К мало влияет на величину краевого угла.
Карта
|
|