При повышении температуры металлов выше 600° С период индукции быстро стремится к нулю.
В. Бугаков показал, что температурная зависимость коэффициента диффузии при образовании реактивных фаз между цинком и медью, а также между железом и цинком не имеет никаких перегибов при переходе цинка из твердого состояния в жидкое. Это указывает на то, что энергия активации процесса практически не зависит от агрегатного состояния легкоплавкого металла.
Тем не менее, образование реактивной фазы при контакте с расплавленным алюминием и распределение этой фазы могут обладать некоторыми особенностями, связанными с интенсивным растворением железа и переносом реактивной фазы с поверхности стали в расплав. Для проверки высказанных положений и применимости их для нашего случая опыты выполнялись погружением в расплав алюминия стальных образцов.
Алитирование при наличии флюса проводили в графитовых тиглях с внутренним диаметром 80 мм на лабораторной высокочастотной печи. Температуру ванны в процессе работы замеряли хромель-алюмелевой термопарой. Влияние температуры ванны алюминия и времени выдержки образцов при данной температуре на глубину диффузионной зоны определяли путем замера толщины ее на приборе ПМТ 3.
Применялись образцы размером 20 x 20 x 3 мм. Толщину зоны интерметаллических соединений замеряли на микроскопе с точностью до 1 мкм. При значительной зазубренности слоя на каждом шлифе приходилось делать по три-пять серий замеров в различных частях шлифа. Первоначально алитируемость проверяли на стали трех марок, различных по своему составу: Х18Н10Т, 28ХЗСНМВФА и Ст. 3. Очищенные стальные образцы перед погружением в ванну алюминия прогревали в течение 2 мин в слое расплавленного флюса. И во флюсе, и в ванне расплавленного алюминия образец находился в движении, чтобы его поверхность лучше очищалась и получалось более прочное сцепление алюминия с основным металлом.
Изучали влияние на глубину диффузионного слоя следующих температур: 900, 850, 800 и 700° С и время выдержки 15, 30, 45 сек, 1,6, 10, 15, 30 мин. Опыты показали, что с повышением температуры и увеличением времени пребывания образца в ванне глубина диффузионного слоя возрастает. При изучении микрошлифов актированных образцов было обнаружено, что характер интерметаллической полоск и на малоуглеродистой стали резко отличен от характера той же полоски на высоколегированной стали 28ХЗСНМВФА и стали Х18Н10.
Как видно из микроструктур алитированных слоев трех сталей и армко-железа, наиболее тонкие слои с четко очерченными ровными границами на стороне стали получаются на нержавеющей стали Х18И10Т.
Микроструктура армко-железа и алитированной стали марки Ст. 3 характеризуется «языкообразный» выступами, неравномерностью, которая, как это будет показано ниже, обусловливает получение низких прочностных показателей комбинированных соединений. На сложнолеги – рованной стали 28ХЗСНМВФА слои по толщине занимают промежуточное положение.
Модельное представление трех поставленных друг на друга элементарных ячеек 11 фазы (Fе2Аlе): темные шарики – атомы алюминия, светлые шарики – атомы железа может быть представлено следующим образом. Выдвинуто следующее предположение о механизме образования и росте диффузионных слоев.
При соприкосновении твердого железа с расплавленным алюминием на поверхности происходит взаимная диффузия, при этом в каждом металле образуется диффузионный слой. Когда в алюминии возрастает концентрация железа, происходит образование FеАU – интерметаллического соединения с наименьшим содержанием железа, что соответствует диаграмме состояния. В этот начальный период погружения. Происходит местное кратковременное понижение температуры вблизи образца, которое приводит к тому, что образовавшееся соединение перестает расти внутрь расплава и в какой-то степени задерживается на поверхности образца. В то же время в железе возникает твердый раствор алюминия.
По мере протекания встречной диффузии металлов толщина слоя достигает определенной величины и появляются соединения Fе2Аl5. При этом ориентировка кристаллов FеАl3 и Fе2Аls не обязательно становится беспорядочной, но, как отметили Хейман и Диттрих, в силу специфичности структуры кристаллы Fе2Аl5 начинают расти вдоль оси с с очень большой скоростью, образуя зону столбчатых кристаллов. При этом, с одной стороны, происходит рост столбчатых кристаллов (Fе2Аl5) в сторону железной основы, а с другой стороны, железо, диффундируя через смежный слой FeAb, проникает в алюминий. При дальнейшей диффузии железа соединение Fе2Аls превращается в соединение FeAb. В результате роста фазы Fе2Аls и повышения скорости диффузии железа в алюминий исчезает область твердого раствора алюминия в железе.
Таким образом, процесс диффузии алюминия в железо почти исчерпывающим образом определяется поведением фазы (Fе2Аls), которая при взаимодействии этих двух металлов возникает практически единолично, не сопровождаясь в достаточной для обнаружения степени появлением каких-либо других фаз.
Только после многих попыток удавалось иногда с помощью отпечатков индентора прйбора для замера микротвердости обнаружить поверх остриев отдельных «языков» промежуточной фазы весьма узкие вкрапления другой фазы, относящейся по всем признакам к а-твердому раствору алюминия в железе.


  • Читать все новости