CC BY
43
THE HEAT TREATMENT IN PRODUCTION PROCESS V.N. Tsurkov
Department of Technology Metals Russian Peoples’ Friendship University Miklukho-Maklaya St., 6, 117198 Moscow, Russia
The different methods processing of metal materials exist. But all they employ of the heat treatment. The author analyse heat treatment conditions, which employ in different manufacturing methods.
Владимир Николаевич Цурков родился в 1937 г., окончил МИСИС. Канд. техн. наук, доцент, зав. кафедрой Технологии металлов РУДН. Специалист в области металловедения и термической обработки. Автор 45 научных работ.
V.N. Tsurkov (b. 1937) graduated from Moscow Institute of Steel and Alloys. PhD(Eng), ass. Professor of Technology Metals Department of Peoples' Friendship University of Russia. Author of 45 publications.
УДК 621.785.669-419.4
ИССЛЕДОВАНИЕ ПЕРЕХОДНОЙ ЗОНЫ БИМЕТАЛЛА АУСТЕНИТНАЯ СТАЛЬ ЭП 838 - АЛЮМИНИЙ
Т.В.Соколова
Кафедра технологии металлов Российский университет дружбы народов 117198 Москва, ул. Миклухо-Маклая, 6
Методами металлографического, рентгенографического и микрорентгеноспектрального анализа исследовано поведение переходной зоны биметаллического материала аустенитная хромо-марганцевая сгаль ЭГ1-838 - алюминий в зависимости от температуры нагрева и времени выдержки.
Свойства биметаллов сталь-алюминий, в особенности прочность сцепления слоев, могут изменяться в процессе нагрева, что связано с изменением структуры и фазового состава переходной зоны. Сведения о температуре начала реактивной диффузии в системе хромоникелевая аустенитная сталь-алюминий крайне противоречивы, и по различным источникам она составляет 480-520 °С [2-4].
Для установления максимальной рабочей температуры биметаллического материала хромо-марганцевая аустенитная сталь ЭП-838 (Х12Г14Н4ЮМ) - алюминий проведено исследование структуры зоны контакта слоев с целью определения температурно-временных условий образования интерметаллидов, а также изучения их роста в зависимости от температуры и продолжительности выдержки. Химический состав стали ЭП838, в вес %: 0,03С; 11Сг; 14Mn; 5Ni; 0,41Мо; 0,43Si; 1,9 AI; 0,015Р; 0,011S. (Алюминий марки А999.)
Для металлографического анализа использовали оптические микроскопы “МИМ-7” и “ПМТ -3” с нагрузкой 10 и 20 г. При изучении фазового состава использовали рентгеноструктурный анализ по методу Дебая. Образцы расслаивали и съемку проводили в камере РКУ-86 на хромовом излучении. Распределение легирующих элементов в диффузионной зоне исследовали методом микрорентгеноспектрального анализа на приборе MS-46 фирмы “Сатеса”.
Локальность по зонду составляла ~ 2 мкм, локальная чувствительность- ~ 10"4 г, точность метода - -2-^-5 относительных %. Поверхность шлифов оставляли непротравленной, т.к. переходная зона отчетливо видна в оптическом микроскопе; травление, даже легкое, оказывает заметное влияние на состав поверхностного слоя. Необходимый для исследования участок помечали нанесением отпечатков индентора микротвердомера.
а б в
Рис. 1. Переходная зона биметалла сталь ЭП838 - алюминий в исходном состоянии (а) и после отжига 500 °С в течение 12 ч (б) и 100 ч (в); X 340
По данным микрорентгеноспектрального анализа проведен количественный расчет, основанный на всякого характеристического излучения от содержания определяемого элемента в весовых процентах. При расчете использовали метод корреляции Боровского и Рыдни-ка [1]. Относительная интенсивность рентгеновских лучей К связана с весовой концентрацией элемента С следующей зависимостью:
*=С/(г)/( г)/*,. (1)
где f{z) - поправка на атомный номер; /W - поправка на поглощение; - поправка
на сенсибилизированную флуоресценцию.
В исходном состоянии на границе соединения слоев биметалла не было обнаружено расслоений, окисных пленок и интерметаллидов (рис.1). Далее была проведена серия отжигов в интервале температур 300-600 С с выдержкой от 0,25 до 500 часов. При температурах до 450 °С включительно изменений структуры переходной зоны при металлографическом исследовании не наблюдали. Особенно внимательно исследовали структуру биметалла после отжига при 480 °С, поскольку указанная температура близка к температуре начала реактивной диффузии в аналогичных материалах [2,4]. В образцах, нагретых до 480 °С, при выдержке в течение 500 часов обнаружены фрагментарные светлые участки шириной до ~2 мкм. Дальнейшее повышение температуры до 500-600 °С приводит к образованию на границе соединения светлых прослоек в процессе коротких выдержек. Так в образцах, отожженных при 500 °С в течение 6 часов, появляется не сплошной слой интерметаллидов шириной 3 - 3,5 мкм. С увеличением продолжительности выдержки толщина переходного слоя заметно увеличивается. При нагреве до 600 °С промежуточный слой можно обнаружить уже при выдержке в течение 15 минут. С увеличением времени нагрева ширина слоя заметно растет. Следует отметить, что первоначально появляющиеся участки интерметаллидов имеют вид островков, которые с повышением температуры отжига и времени выдержки постепенно объединяются в сплошную полосу, неравномерную по толщине. Значительное колебание ширины интерметаллического слоя связано, по-видимому, с наличием окисных пленок. Там, где их нет, зарождение и рост фазы начинается раньше.
Для выявления структурных составляющих измеряли микротвердость через каждые 0,05 мм в направлении, перпендикулярном зоне контакта слоев в различных участках шлифа. При появлении слоя интерметаллида шириной менее 2-2,5 мкм твердость измерить не удавалось, т.к. размер отпечатка оказывался больше.
Представленные на рис.2 графики изменения микротвердости по сечению образца показывают, что в исходном состоянии микротвердость стали составляет 250-280 кг/мм", алюминия - 17-20 кг/мм2. Нагрев до температуры 480 °С и выдержке в течение 500 часов приводит к появлению участков на алюминии в приграничной области со значениями микротвердости, равными 50 - 150 кг/мм2. Значения микротвердости переходного слоя, появ-
ляющегося при нагреве выше 500 °С, колеблются от 850 до 1300 кг/мм2. Значительный разброс значений микротвердости в последнем случае может указывать на присутствие нескольких интерметаллидов.
-40 -20 0 20 40 60 80 100
Расстояние от границы, мкм
Рис.2. Изменение микротвердости в биметалле сталь ЭП838-алюминий: 480°С/500ч; 3-
500°С/100ч: 4-600°С/6ч
Определяющим процессом роста интермсталлида является объемная диффузия, для которой характерен параболический закон роста слоев:
У2=кт, (2)
где у - ширина диффузионного слоя, т - время нагрева, к - константа, пропорциональная
коэффициенту диффузии. На рис.З показаны графики, построенные в координатах у2 - т . Как видно, экспериментальные данные удовлетворительно укладываются на прямые, что указывает на соблюдение параболического закона. Угол наклона прямой к оси абсцисс определяет константу к . Экспериментальные результаты обработаны по методу наименьших квадратов. В этом случае к определяют аналитически из общего уравнения прямой: у~ах + Ь, где а = к. Определение коэффициента к позволяет вычислить энергию активации процесса диффузии О по закону Аррениуса:
к-к0- ехр(- 2 / ЯТ), (3)
где к0 - постоянная величина, Я - газовая постоянная, Т - температура в градусах Кельвина. Логарифмируя уравнение (3), получим линейную зависимость от обратной температуры:
\nk=h.k0-Q/ЛТ. (4)
Величины 0 и к0 определяются углом наклона прямой к оси абсцисс и точкой пересечения ее с осью ординат, соответственно.
Рис.З. Влияние температуры на кинетику роста слоя интерметаллида в биметалле ЭП838 - А1
На основании полученных значений к построена зависимость In к от обратной температуры (рис.4), из которой определены значения энергии активации процесса роста интерметаллида и константа к0, соответственно равные 30000 кал/моль и 0,014 см'2 /сек. Таким
образом, закон роста слоя интерметаллида, образующегося на границе, при взаимодействии стали ЭП-838 и алюминия в твердом состоянии при температурах 500 -600 °С можно записать в виде уравнения:
у2 = 1,4 ■ 102 ехр(— 30000 / RT) ■ (т - т0), (5 )
где у - толщина слоя, см, т - время, сек, Т(> - время инкубационного периода, сек. Построение графика температурной зависимости коэффициента роста интерметаллидного слоя (рис.4) позволило получить значения к - коэффициента, пропорционального коэффициенту диффузии:
Т, °С 500 550 600
к-10'10,см2/сек 0,47 1,57 4,50
~~ 40 S, к-1
т
Рис.4. Температурная зависимость коэффицтента роста интерметаллидного слоя.
Следует отметить, что инкубационный период уменьшается с увеличением температуры: при 500 °С он составляет около 5 часов, при 550 °С - около 3 часов и при 600 °С - несколько секунд. Это связано с тем, что энергия активации процесса зарождения новой фазы существенно превосходит по величине энергию ее роста [2,3]. Энергия активации зарождения интерметаллида в системе железо - алюминий составляет 68 [2], 46 [4] ккал/моль.
Для изучения фазового состава использовали образцы, отожженные при 480, 500 и 600 °С в течение 48, 100 и 500 часов. Образцы получали расслоением по диффузионной зоне. На образцах, подвергнутых нагреву до 480°С в течение 500 часов, новых фаз на границе соединения не обнаружено.
На рентгенограммах, снятых с образцов, отожженных при 500 °С в течение 100 часов, обнаружены самые сильные дифракционные линии соединений Fe2Al5 и FeAI3 , а после выдержки в течение 500 часов появляются и слабые линии указанных фаз (рис.5). Отжиг при 600 °С приводит к появлению на рентгенограммах линий интерметаллидов уже после выдержки в течение 48 часов.
Fe А13
Ре2А15
Рис.5 Рентгенограмма переходного слоя (500 °С 500 ч.)
Для более детального исследования фазового состава переходной зоны был проведен микрорентгеноспектральный анализ и исследовано распределение железа, хрома, марганца, никеля и алюминия в зоне контакта алюминия со сталью после отжига 500 °С в течение различных выдержек. На всех полученных кривых присутствуют площадки, которые свидетельствуют о наличии фазы определенной ширины, которая растет с увеличением времени отжига. На рис.6 представлены кривые распределения Ре, Сг, Мп, № и А1 в переходной зоне после отжига при 500 °С в течение 500 часов.
Рис.6. Распределение Ре,Мп,Сг,№,А1 в переходной зоне биметалла сталь ЭП838-А1 после
отжига при 500 С в течение 500 ч.
Количественный расчет содержания элементов в переходной зоне в различных ее участках (Табл.1) дает основание предположить, что образующиеся в переходной зоне биметаллического материала сталь ЭП-838 -алюминий интерметаллидные фазы, представляют собой сложные соединения типа (Ре Сг Мп №)2А15 и (Ре Сг Мп №)А13, а определенный выше коэффициент роста интерметаллидного слоя характеризует эффективный коэффициент роста в результате гетеродиффузии взаимодействующих элементов.
Электронное изображение исследуемой области, полученное по рассеянным назад электронам, характеризующее распределение среднего атомного номера, также указывает на присутствие двух интерметаллидных фаз.
Таблица 1
Распределение элементов в интерметаллидных фазах
Координаты Элемент Относит ИН-тенс. Поправ. Коэф. Содержание элементов
слоя, мкм К f ‘общ вес.% ат.%
Ат.% А1/Ат.% E(Fe,Cr,Mn,Ni) = 2,97
Fe 0,2706 0,8896 30,4 19,2
Ni 0,0490 0,7965 6,2 3,7
35 Cr 0,0339 0,9453 3,6 2,4
Mn 0,0434 0,8977 4,8 3,0
A1 0,1565 0,2819 55,5 71,6
Ат.% А1/Ат.% I(Fe,Cr,Mn,Ni) = 2,52
Fe 0,2876 0,8869 32,4 19,6
26 Ni 0,0036 0,7848 0,46 0,26
Cr 0,0378 0,9559 3,95 2,4
Mn 0,0468 0,8939 5,2 2,9
х Температура отжига 500 С, т- 500 ч
ЛИТЕРАТУРА
1. Электронно-зондовый анализ. Под ред. И.Б.Боровского, М., Мир, 1974, 260 с. с ил.
2. Рябов В.Р. Применение биметаллических и армированных сталеалюминиевых соединений. М.Металлургия, 1975, 287 с.
3. Макунин М.С., Желаднов В.И., Аржаный П.М. Взаимодействие алюминия и железа в твердом состоянии. ДАН СССР, 1973, т. 212, №3, с. 670-672.
4. Лайнер Д.И. Куракин А.К. Механизм реакционной диффузии между железом и алюминием в твердом состоянии. Технология легких сплавов (Научно-технический бюллетень ВИЛС),1967, 36, с.72-78.
THE INVESTIGATION OF THE TRANSITIONAL ZONE IN BEMETAL AUSTENITE STEEL ЭП-838 -
ALUMINIUM
T.V. Sokolova
Department of Technology Metals Russian Peoples’ Friendship University
Miclukho-Maklaya st., 6, 117198 Moscow, Russia
The study was designed to establish the appearance of intermetallic phases as function on of temperature and time. The results of a metallography analysis, x - ray diffraction study show that intermetallic phases Fe2Al5 and FeAb put in an appearance at the temperature 500 "C and above. Micro x -ray spectral analysis have been revealed Cr, Ni, Mn content in transitional zone too. it is concluded that formula have look as (Fe Cr Mn Ni)2 АЬ and (Fe Cr Mn Ni) Afi . Activation energy and coefficient that proportional to diffusion coefficient has been calculated in the temperature range from 500 to 600 l,C Experimental results were found to be in good agreement with the calculations.
