Формирование структуры и свойств диффузионных алюминидных покрытий на поверхности сплавов системы железо-хром-алюминий
ВВЕДЕНИЕ
1 Глава I СТРУКТУРА, СВОЙСТВА И МЕТОДЫ ПОЛУЧЕНИЯ ПОКРЫТИЙ
НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИДОВ ЖЕЛЕЗА 18
1.1 Диаграммы состояния и интерметаллидные соединения системы Fe-Cr-Ni-
Al-Si
1.1.1 Система Fe-Al
1.1.2 Система Cr-Al
1.1.3 Система Fe-Cr
1.1.4 Система Al-Si
1.1.5 Система Fe-Cr-Al
1.1.6 Система Fe-Al-Si
1.1.7 Система Fe-Ni-Al
1.2. Свойства интерметаллидов системы Fe-Al
1.3 Методы нанесения покрытий на основе алюминидов железа
1.4 Структура переходной зоны биметаллических соединений Fe-Аl,
подвергнутых термической обработке
1.5 Влияние Si на структуру и фазовый состав переходной зоны
1.6 Влияние Cr на структуру и фазовый состав переходной зоны
1.7 Влияние Ni на структуру и фазовый состав переходной зоны
1.8 Трансформация структуры поверхностного алюминидного слоя
1.9 Влияние химического состава покрытия на структуру и фазовый состав
защитных оксидных пленок
1.10 Влияние химического состава поверхностного слоя на его жаростойкость 60
1.11 Влияние химического состава поверхностного слоя на коррозионные
свойства в агрессивных средах
1.12 Области применения защитных покрытий на основе алюминидов железа 70
Выводы к главе I и постановка задач исследования
2 Глава II МАТЕРИАЛЫ, ОБОРУДОВАНИЕ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ 77
2.1 Исследуемые материалы
2.2 Методика проведения исследований
2.2.1 Сварка взрывом
2.2.2 Алитирование погружением в расплав
Кулевич В.П. Кандидатская диссертация Содержание
2.2.3 Проведение термической обработки
2.2.4 Приготовление шлифов
2.2.5 Металлографические исследования
2.2.6 Исследование процессов диффузии
2.2.7 Рентгеновский энергодисперсионный анализ химического состава
2.2.8 Рентгеноструктурный анализ
2.2.9 Измерение микротвердости
2.2.10 Оценка адгезионных свойств покрытий и их трещиностойкости методом
царапания
2.2.11 Исследование износостойкости методом царапания
2.2.12 Исследование жаростойкости
2.2.13 Исследование теплофизических свойств
2.2.14 Исследование удельного электросопротивления
2.2.15 Моделирование термических напряжений методом конечных элементов
Выводы к главе II
3 Глава III ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССА ТВЕРДО- И ЖИДКОФАЗНОГО
ВЗАИМОДЕЙСТВИЯ НА МЕЖСЛОЙНОЙ ГРАНИЦЕ СЛОИСТЫХ
КОМПОЗИТОВ СИСТЕМЫ Fe-Cr-Al 94
3.1 Исследование закономерностей процесса алитирования методом сварки
взрывом с последующей термообработкой
3.1.1 Структура и микромеханические свойства участков оплавленного металла,
формирующихся при алитировании углеродистых и легированных сплавов на
основе железа методом сварки взрывом
3.1.2 Формирование структуры диффузионной зоны при твердофазном
взаимодействии
3.1.3 Формирование структуры диффузионной зоны в присутствии жидкой фазы
3.1.4 Формирование слоистого покрытия на углеродистых и легированных
сплавах на основе железа методом сварки взрывом с последующей
термообработкой
3.2 Исследование закономерностей процесса алитирования при взаимодействии
с расплавом
3.2.1 Влияние ультразвукового воздействия на процесс алитирования
погружением в расплав
Кулевич В.П. Кандидатская диссертация Содержание
Выводы к главе III
4 Глава IV ИССЛЕДОВАНИЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ СТАБИЛЬНОСТИ ПОКРЫТИЙ
СИСТЕМЫ Fe-Cr-Al 131
4.1 Влияние высокотемпературных нагревов на структуру и фазовый состав
бинарных покрытий системы Fe-Al
4.2 Влияние высокотемпературной термообработки на структуру и фазовый
состав покрытий системы Fe-Cr-Al
4.3 Влияние высокотемпературной термообработки на структуру и фазовый
состав покрытий системы Fe-Cr-Ni-Al
4.4 Структура и фазовый состав оксидных пленок, формирующихся на
поверхности покрытий из легированных алюминидов железа
4.4.1 Влияние концентрации алюминия на фазовый состав оксидного слоя
Выводы к главе IV
5 Глава V СВОЙСТВА ИНТЕРМЕТАЛЛИДНЫХ ПОКРЫТИЙ СИСТЕМЫ
Fe-Cr-Al 162
5.1 Жаростойкость покрытий
5.2 Оценка адгезионных свойств покрытий и их трещиностойкости
5.3 Исследование износостойкости покрытий
5.4 Измерение удельного сопротивления
5.5 Моделирование поведения покрытий в условиях действия контактных
нагрузок, стационарного и нестационарного температурного поля
5.6 Реализация результатов исследования
5.6.1 Расчет нагревательных элементов
5.6.2 Рекомендации по применению защитных покрытий
Выводы к главе V
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Список использованных источников
Во введении раскрыта актуальность работы, сформулирована научная
новизна, показаны структура и содержание диссертации.
В первой главе приведены данные о диаграммах состояния двойных
(Fe-Al, Cr-Al, Fe-Cr, Al-Si) и тройных (Fe-Cr-Al, Fe-Al-Si, Fe-Ni-Al) систем, свойствах бинарных и легированных интерметаллидных соединений системы Fe-Al. Рассмотрены основные методы получения покрытий на основе алюминидов железа, вопросы влияния легирующих компонентов на их структуру и свойства и особенности протекания диффузионных процессов. Изложены особенности формирования защитных оксидных пленок на поверхности алюминидных покрытий. Показаны основные области применения жаростойких алюминидных покрытий системы Fe-Cr-Al.
На основе проведенного литературного обзора сформулированы цель и задачи исследования.
Во второй главе определены материалы для исследования, обоснованы условия и режимы применяемых технологических операций получения покрытий, описаны методики изучения состава, структуры и свойств, а также способы обработки полученных данных.
Третья глава посвящена исследованию закономерностей алитирования сплавов на основе железа с применением сварки взрывом и при погружении в расплав.
Показано, что диффузионная зона (ДЗ), формирующаяся при термообработке (ТО) по режиму твердофазного взаимодействия сваренной взрывом бинарной композиции, состоит из двух прослоек: интерметаллида Fe2Al5, расположенного со стороны стали и составляющего основную часть ДЗ, и тонкой прослойки интерметаллида FeAl3 со стороны алюминия (рис. 1). При легировании ДЗ хромом в составе прослойки Fe2Al5 образуются включения интерметаллида (Cr,Fe)5Al8 и по границе двух прослоек наблюдается скопление включений силицида хрома Cr3Si, а твердость ДЗ при этом снижается с 12 до 10ГПа. При совместном легировании хромом и никелем твердость ДЗ понижается до 7,5 ГПа за счет формирования со стороны стали прослойки, представляющей собой смесь фаз Fe2Al5 и FeNiAl5.
Установлено, что содержание углерода в стали в исследованном диапазоне (0,035 – 0,22 %) не оказывает существенного влияния на скорость роста ДЗ при ТО сталеалюминевого композита по режиму твердофазного взаимодействия. Применение в качестве основы сплава Fe-Cr-Al, содержащего 15 ат. % Cr и 10 ат. % Al, способствует интенсификации диффузионных процессов в сравнении с бинарной композицией. При прочих равных условиях увеличение содержания хрома в сплаве Fe-Cr-Al или использование в качестве основы стали 12Х18Н10 приводит к снижению скорости роста ДЗ.
6
аб
вг
Рис. 1. Структура ДЗ на межслойной границе сваренных взрывом композиций
Ст3+АД1 (а), Х15Ю5+АД1 (б), Х23Ю5+АД1 (в) и 12Х18Н10+АД1 (г) после ТО 640 °С, 1 ч
Термообработка сваренных взрывом композиций выше температуры плавления алюминия интенсифицирует рост ДЗ. Ее фазовый состав аналогичен составу, полученному при твердофазном взаимодействии, структура же претерпевает значительные изменения (рис. 2). Со стороны алюминиевого слоя кристаллизуется эвтектическая смесь Al + FeAl3, при этом занимаемый ею объем значительно возрастает при легировании ДЗ никелем. По границе со сталью в бинарной композиции формируются «пальцы» интерметаллида Fe2Al5, размеры которых уменьшаются при увеличении содержания углерода в подложке и образования которых не наблюдается при использовании в качестве основы легированных сплавов.
Повторная ТО по режиму твердофазного взаимодействия композита Ст3+АД1 с ДЗ, полученной после ТО по режиму жидкофазного взаимодействия, приводит к образованию между прослойками Fe2Al5 и Al+FeAl3 магистральной трещины, которая обеспечивает отделение непрореагировавшего алюминиевого слоя и получение алюминидного покрытия на поверхности стали.
Для формирования алюминидного покрытия на поверхности сплавов Х15Ю5, Х23Ю5 и 12Х18Н10 с нанесенным методом сварки взрывом алюминиевым слоем необходима предварительная операция его утонения для обеспечения полной трансформации структуры Al → Al + FeAl3(Сr) → FeAl3(Сr) + Fe2Al5(Сr) → Fe2Al5(Сr) при последующей ТО по режиму жидкофазного взаимодействия.
7
аб
вг
Рис. 2. Структура ДЗ на межслойной границе сваренных взрывом композиций
Ст3+АД1 (а), Х15Ю5+АД1 (б), Х23Ю5+АД1 (в) и 12Х18Н10+АД1 (г) после ТО 660 °С, 3 ч
Алитирование погружением в расплав алюминия сталей Ст3, 12Х18Н10 и сплавов Х15Ю5 и Х23Ю5 обеспечивает формирование структуры ДЗ, аналогичной получаемой после ТО сваренных взрывом композиций по режиму жидкофазного взаимодействия. Замена расплава алюминия на силумин АК12 приводит к появлению в составе ДЗ кроме интерметаллидов FeAl3 и Fe2Al5 тройного интерметаллида Al7Fe2Si, практически полностью замещающего FeAl3 (рис. 3).
аб
Рис. 3. Структура покрытия на Ст3 (а) и на Х15Ю5 (б) после алитирования
погружением в расплав силумина (740 °С, 10 мин) 8
Ультразвуковое воздействие на сплавы, алитируемые погружением в расплав алюминия, способствует уменьшению толщины формируемого покрытия и ДЗ в его составе. Установлено, что ультразвуковое воздействие за счет удаления оксидных пленок и загрязнений поверхности, а также повышения смачиваемости алитируемого материала расплавом алюминия, приводит к увеличению сплошности получаемых покрытий на режимах, при которых формирование сплошного покрытия без воздействия ультразвука затруднено (рис. 4).
аб
в
Рис. 4. Влияние ультразвукового воздействия на толщину покрытия (а), ДЗ в его
составе (б) и на сплошность покрытия (в) после алитирования погружением в расплав алюминия (780 °С, 1 мин)
В четвертой главе приведены результаты исследования трансформации структуры и фазового состава алюминидных покрытий при высокотемпературных нагревах.
Показано, что способ нанесения покрытия (сварка взрывом или алитирование в расплаве) не оказывает влияния на кинетику и последовательность структурно-фазовых превращений алюминидов железа при высокотемпературных нагревах (Fe2Al5(Сr)→Fe2Al5(Сr)→FeAl(Сr)→Fe3Al(Сr) →αFe(Al,Сr)).
Введение кремния в состав бинарного алюминидного покрытия при алитировании погружением в расплав АК12 приводит к снижению скорости диффузионных процессов и изменению структуры покрытия на начальном этапе трансформации за счет появления в его составе тройных интерметаллидов (Al,Si)5Fe3 и Al7Fe2Si. После формирования в поверхностном слое покрытия алюминида FeAl кремний присутствует в его составе только в твердых растворах FeAl(Si), Fe3Al(Si) и αFe(Al,Si).
Хром в составе подложки при алитировании в алюминии значительно снижает скорость диффузионных процессов и на начальном этапе
9
трансформации структуры входит в состав интерметаллидов (Cr,Fe)5Al8 и Cr3Si, которые растворяются после перехода к алюминилу FeAl(Cr) (рис. 5, а, в). При алитировании погружением в расплав АК12 на начальном этапе трансформации в состав покрытия входят интерметаллиды Al7Fe2Si, Fe3(Si,Al)5 и Cr5Si3, которые так же растворяются при переходе к FeAl(Cr,Si) (рис. 5, б, г). При этом время, необходимое для формирования твердого раствора на основе алюминида FeAl в поверхностном слое увеличивается с 17 до 20 ч при 1100 °С в сравнении с алитированием в алюминий.
аб
вг
Рис. 5. Структура покрытий после алитирования сплава Х15Ю5 в расплаве алюминия
(а, б) и силумина (в, г) и последующего нагрева при 800 °С, 20 ч (а, б) и 1100 °С, 17 (в) и 20 ч (г)
Увеличение температуры и времени термического воздействия на покрытие приводит к выравниванию градиента концентрации и, в конечном итоге, формированию на сплаве системы Fe-Сr-Al покрытия, представляющего собой легированный феррит.
Высокотемпературные нагревы алитированной стали 12Х18Н10 из-за низкой растворимости алюминия в γFe приводят к формированию между покрытием и основой промежуточного подслоя αFe, на границе которого с γFe концентрация алюминия изменяется скачкообразно (рис. 6). Высокая концентрация никеля в покрытии препятствует образованию алюминида Fe3Al между слоями FeAl(Cr,Ni) и αFe(Cr,Ni,Al), взамен которого появляется переходная область в виде мелкодисперсной механической смеси этих фаз.
10
аб
Рис. 6. Структура (а) и распределение химических элементов (б) покрытия после
алитирования стали 12Х18Н10 в расплаве алюминия и последующего нагрева при 1100 °С, 20 ч
Жаростойкость алюминидных покрытий во многом определяется структурой и фазовым составом оксидных пленок, формирующихся в процессе эксплуатационных нагревов. При проведении in situ исследований (непосредственно в колонне электронного микроскопа) процессов окисления покрытий было показано, что вне зависимости от системы легирования, окисление начинается с визуального потемнения всей поверхности покрытия, что свидетельствует о формировании сплошного оксидного слоя, морфологически представленного кристаллами пластинчатого вида, которые увеличиваются в размерах с увеличением времени окисления (рис. 7).
аб
вг
Рис. 7. Поверхности алюминидного покрытия после нагрева при 1100 °С в течение
30 мин (а), 2 (б, в) и 20 ч (г) (in situ)
Окисление бинарных покрытий сопровождается формированием большого количества оксидов железа, подавляющих рост защитного слоя
11
стабильной (α) модификации Al2O3. Хром в составе алюминидного покрытия стабилизирует формирование αAl2O3 и препятствует образованию оксидов железа за счет более стабильных комплексных Fe-Cr оксидов. Снижение содержания хрома в тонких поверхностных слоях до 5 ат. % сопровождается появлением в составе оксидной пленки (Al2O3+(FeCr)2O3+FeAl2O4), наряду со стабильной (α), метастабильной (δ) модификации Al2O3 (рис. 8).
аб
в
Рис. 8. Структура оксидного слоя (а), распределение химических элементов по толщине
(б) и дифрактограммы (в), снятые с его поверхности после нагрева при 900 °С в течение 1 (I) и 20 ч (II)
Введение кремния не оказывает влияния на фазовый состав оксидной пленки, а никель приводит к замедлению формирования стабильного αAl2O3 на ранних стадиях окисления.
Пятая глава посвящена изучению жаростойкости, адгезионной и когезионной прочности, износостойкости, тепло- и электрофизических свойств диффузионных алюминидных покрытий, а также разработке рекомендаций по их применению.
Оценка жаростойкости алюминидных покрытий проводилась в соответствии с ГОСТ 6130-71 и 9.312-89. При высокотемпературных испытаниях (1100 °С) установлено, что в исследованном временном диапазоне (до 500 ч) минимальным привесом массы, а, соответственно, и глубиной проникновения коррозии (2,5 мкм) обладает покрытие, полученное на сплаве Х15Ю5 после алитирования в расплаве силумина (рис. 9, таблица). Это почти в 10 раз меньше, чем у сплава Х20Н80, традиционно используемого для изготовления нагруженных и ненагруженных элементов печей и нагревательных устройств.
12
Увеличение содержания хрома в составе покрытия приводит к увеличению глубины проникновения коррозии более чем в 2 раза, что связано с формированием богатых хромом оксидов. Отсутствие хрома в составе покрытия, равно как и его легирование никелем, приводит к резкому росту глубины коррозии.
Рис. 9. Увеличение массы образцов в процессе высокотемпературных нагревов при 1100 °С алитированных сплавов Ст3 (1), Х15Ю5 (2,3), Х23Ю5 (4) и 12Х18Н10 (5) в сравнении с сплавами Х15Ю5 (6), Х23Ю5 (7) и Х20Н80 (8) (1, 2, 4, 5 – алитирование в алюминии, 3 – алитирование в силумине)
Таблица
Глубина проникновения коррозии
No образца (см. рис. 9) 1 2 3 4 5 6 7 8 Глубина коррозии, мкм 366,7 3,3 2,5 4,7 64,5 208,9 19,5 23,8
Время сохранения жаростойких свойств, оцененное при экстраполяции данных по изменению концентрации алюминия в поверхностном слое покрытий при высокотемпературных нагревах при 1100 °С, составило: для алюминидного покрытия на сплаве Х23Ю5 ~ 20000 ч; на сплаве Х15Ю5 ~ 5000 ч и 6000 ч для алюминидного и алюмосилицидного покрытия, соответственно; на сталях 12Х18Н10 ~ 2000 ч и Ст3 ~ 130 ч (рис. 10). Известно, что время сохранения жаростойких свойств для сплава Х15Ю5 не превышает 120 ч, а для Х23Ю5 и Х20Н80 – 2000 ч.
Рис. 10. Изменение концентрации Al в поверхностном слое покрытии в процессе высокотемпературных нагревов при 1100 °С алитированных сплавов Ст3 (1), Х15Ю5 (2,3), Х23Ю5 (4) и 12Х18Н10 (5) (1, 2, 4, 5 – алитирование в алюминии, 3 – алитирование в силумине)
Замеры сопротивления сплавов Х15Ю5 и Х23Ю5 в чистом виде и с нанесенными на них алюминидными покрытиями показали следующее. Покрытие, сформированное после алитирования погружением в расплав и ТО при 1100 °С, 20 ч, привело к повышению удельного сопротивления композиции на 0,2 Ом*мм2/м для сплава Х15Ю5 (объемная доля покрытия в композиции – 0,5, среднее содержание Cr в его составе – 10 ат. %, расчетное удельное сопротивление покрытия – 1,69 Ом*мм2/м) и на 0,4 Ом*мм2/м для Х23Ю5 (объемная доля покрытия в композиции – 0,35, среднее содержание Cr в его составе – 19 ат. %, расчетное удельное сопротивление покрытия – 3,42 Ом*мм2/м). Необходимо отметить, что в процессе высокотемпературной трансформации фазового состава наибольшую стабильность свойств показали покрытия на сплаве Х15Ю5.
Получены значения коэффициента теплопроводности алюминидных покрытий в зависимости от химического состава. Коэффициент теплопроводности покрытия состава FeAl(Cr)/Fe3Al(Cr)/αFe(Al,Cr), сформированного на поверхности сплава Х15Ю5, составил 10,7 Вт/(м×К). Увеличение содержания хрома в подложке снижает коэффициент теплопроводности до 8,4 Вт/(м×К), а введение никеля, наоборот, приводит к его увеличению (15,4 Вт/(м×К)).
Показано, что для бинарных и многокомпонентных алюминидных покрытий свойственно когезионное разрушение самого покрытия, в то время как адгезионное разрушение композиции возможно только при очень больших нагрузках. Наилучшее сопротивление растрескиванию при испытаниях показали покрытия на сплавах
Х15Ю5 и Х23Ю5.
Результаты выполненных исследований использованы при выработке
рекомендаций по замене в вакуумных печах для термообработки титановых сплавов нагревательных элементов из сплава Х20Н80 на алитированный сплав Х15Ю5. Высокое содержание хрома в сплаве Х20Н80 из-за его склонности к испарению приводит к осаждению последнего на диэлектрических поверхностях изоляторов, что требует ремонта печи. Производственные испытания на ООО «НПО «СПЛАВ-ТИ» показали, что применение алитированного сплава Х15Ю5 в промышленной вакуумной печи в качестве нагревательных элементов позволяет продлить их срок службы в сравнении со сплавом Х20Н80, а также более чем в 2 раза увеличить межремонтный интервал.
Разработаны способы получения жаростойких алюминидных покрытий на поверхности пластин из низкоуглеродистой стали с применением технологии сварки взрывом (патенты РФ No 2649921, 2649922, 2649920, 2649929, 2642240) и на поверхности низколегированной стали при комплексном использовании сварки взрывом и жидкофазного алитирования (патенты РФ No 2725503, 2725510, 2725501, 2725507), для их применения в качестве деталей энергетических и химических установок.
Оценку адгезионных свойств интерметаллидных покрытий при комнатной
температуре проводили методом царапания (скретч-тестирования) в плоскости
металлографического шлифа.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
1. Диффузионная зона, формирующаяся при термообработке по режиму твердофазного взаимодействия в сваренной взрывом бинарной Fe-Al композиции, состоит из двух интерметаллидных прослоек: со стороны стали – Fe2Al5, а со стороны алюминия – FeAl3. Ее легирование хромом приводит к появлению между Fe2Al5 и FeAl3 включений силицида хрома Cr3Si, а в составе прослойки Fe2Al5 – включений интерметаллида (Cr,Fe)5Al8. При совместном легировании хромом и никелем со стороны стали располагается двухфазная (Fe2Al5 + FeNiAl5) прослойка. При термообработке по режиму жидкофазного взаимодействия в составе диффузионной зоны, наряду с прослойками интерметаллидов, присутствует эвтектическая смесь Al + FeAl3.
2. Установлено, что для формирования интерметаллидного покрытия на поверхности сплавов Х15Ю5, Х23Ю5 и 12Х18Н10 с нанесенным методом сварки взрывом алюминиевым слоем необходима предварительная операция его утонения с последующей термообработкой по режиму жидкофазного взаимодействия, а на стали Ст3 – двойная термообработка по режиму жидко- и твердофазного взаимодействия. Повторная термообработка обеспечивает трансформацию прослойки Al+FeAl3 в FeAl3 и появление в ней магистральной трещины, раскрытие которой при механическом воздействии обеспечивает получение на поверхности стали покрытия из интерметаллида Fe2Al5.
3. Алитирование погружением в расплав алюминия обеспечивает формирование структуры диффузионной зоны, аналогичной получаемой после термообработки сваренных взрывом композиций по режиму жидкофазного взаимодействия. Замена расплава алюминия на силумин приводит к появлению в эвтектической структуре покрытия тройных интерметаллидов Al7Fe2Si и (Al,Si)5Fe3 и увеличению времени ее трансформации в твердый раствор на основе FeAl. Воздействие ультразвука на расплав, не оказывая влияния на фазовый состав диффузионной зоны, приводит к уменьшению ее толщины на 30-50 % при частоте подводимых акустических колебаний 20 кГц и амплитуде 5-7 мкм.
4. Начальная толщина нанесенного на сплав системы Fe-Сr-Al алюминиевого слоя является параметром, контролирующим кинетику фазовых превращений. Ее увеличение сопровождается ростом продолжительности фазового перехода Al→ Al + FeAl3(Сr) → FeAl3(Сr) + Fe2Al5(Сr) → Fe2Al5(Сr) → FeAl(Cr) → Fe3Al(Cr) → αFe(Сr,Al) и толщины сплава системы Fe-Сr-Al, необходимого для его реализации.
5. Показано, что при снижении концентрации Cr в тонких поверхностных слоях покрытия системы Fe-Сr-Al до 5 ат. % в составе оксидной пленки (Al2O3+(FeCr)2O3+FeAl2O4), наряду со стабильной (α), появляется метастабильная (δ) модификация Al2O3.
6. Обобщение результатов выполненных исследований позволило разработать технологическую схему получения алюминидного покрытия на поверхности нагревательных элементов из сплава Х15Ю5 промышленной вакуумной печи для ООО «НПО «СПЛАВ-ТИ», что позволило увеличить межремонтный интервал более чем в 2 раза по сравнению с показателями для штатного нагревательного элемента из сплава Х20Н80. Алюминидное покрытие
на поверхности сплава Х15Ю5 позволяет повысить время сохранения жаростойких свойств материала при 1100 °С до 5000 ч, а также приводит к значительному повышению удельного электрического сопротивления (до 1,6 Ом*мм2/м) и снижению теплопроводности (~ 13 Вт/(м×К)).
Увеличение эксплуатационных характеристик изделий, работающих в
условиях действия сверхвысоких температур и агрессивных сред, всегда являлось
актуальной задачей. Одними из самых высоких показателей жаростойкости и
стойкости к воздействию агрессивных сред обладают фехрали – сплавы системы
железо-хром-алюминий (Fe-Cr-Al), широко применяемые в качестве
нагревательных элементов. Долговечность таких сплавов обеспечивается
способностью образовывать пленку стабильной модификации оксида Al2O3 и
лимитируется содержанием алюминия в поверхностном слое. Решение проблемы
повышения жаростойкости сплавов системы Fe-Cr-Al обеспечивают их
легированием различными, в том числе редкоземельными, элементами (Si, Zr, Ti,
Y, Ce, Hf), введение которых значительно повышает стоимость материала.
Повышение жаростойкости изделий из сплавов системы Fe-Cr-Al может
быть обеспечено и путем формирования на их поверхности легированных
алюминидных покрытий, однако данный вопрос практически не изучен, несмотря
на то, что разработкой методов получения алюминидных покрытий на стальной
подложке занимались многие отечественные и зарубежные исследователи,
включая В.К. Заболоцкого, А.И. Ковтунова, В.Р. Рябова, W.-J. Cheng, C.-J. Wang
и др.
В работах Н.Б. Пугачевой, В.Р. Рябова, S.V. Bukudur, Y.S. Chou, S. Sharafi и др.
проведен анализ влияния отдельных легирующих компонентов на структуру,
фазовый и химический состав, механические свойства и стабильность алюминидов
железа в условиях действия высоких температур и агрессивных сред. Однако, в
литературе, применительно к системе Fe-Cr-Al, практически отсутствуют сведения
о влиянии комплексного легирования на формируемые алюминидные покрытия, их
фазовый состав, механические и теплофизические свойства. Исследование этих и
других вопросов представляет большой интерес, как для научных, так и для
производственных целей.
Научная новизна работы заключается в выявлении основных
закономерностей формирования структуры и свойств алюминидных покрытий на
Кулевич В.П. Кандидатская диссертация поверхности сплавов системы Fe-Cr-Al в процессе диффузионного взаимодействия
в твердой и жидкой фазе.
Установлено, что образование тройных интерметаллидов Al7Fe2Si и
(Al,Si)5Fe3 в эвтектической структуре, полученной после алитирования сплава
системы Fe-Cr-Al в расплаве силумина, приводит к увеличению на 18-20 %
времени ее трансформации в твердый раствор на основе FeAl при последующих
высокотемпературных нагревах.
Экспериментально доказано, что при алитировании погружением
воздействие ультразвука частотой 20 кГц и амплитудой 5-7 мкм на расплав, не
оказывая влияния на фазовый состав диффузионной зоны, формирующейся в
результате протекания гетерогенных реакций на границе алюминия со сплавами на
основе железа, приводит к уменьшению ее толщины на 30-50 %.
Установлено, что параметром, контролирующим значение удельного
сопротивления алюминидных покрытий на поверхности сплавов системы Fe-Cr-Al,
является содержание хрома в их составе, его увеличение с 10 до 19 ат. %
сопровождается ростом удельного сопротивления с 1,69 до 3,42 Ом*мм2/м.
Изменение фазового состава внешнего слоя от FeAl(Cr) до Fe(Al, Cr) при
увеличении температуры и времени эксплуатации покрытия сопровождается
выравниванием градиента концентрации и, в конечном итоге, понижением
удельного сопротивления покрытия до 1,56 и 1,65 Ом*мм2/м, соответственно.
Впервые показано, что при эксплуатационных нагревах покрытия системы
Fe-Сr-Al снижение концентрации хрома в тонких поверхностных слоях до 5 ат. %
приводит к появлению в составе оксидной пленки (Al2O3+(FeCr)2O3+FeAl2O4)
наряду со стабильной (α) метастабильной (δ) модификации Al2O3.
Теоретическая значимость и практическая ценность. На основании
проведенных исследований разработана научно-обоснованная технологическая
схема получения жаростойких покрытий на поверхности сплавов системы Fe-Cr-
Al при их алитировании погружением в расплав. Выработаны практические
рекомендации по назначению режимов алитирования и рациональному выбору
материала подложки с точки зрения достижения максимальной жаростойкости.
Кулевич В.П. Кандидатская диссертация Использование алитированного сплава Х15Ю5 в промышленной вакуумной печи
на ООО «НПО «СПЛАВ-ТИ» позволило в 2 раза увеличить межремонтный
интервал.
На уровне изобретений разработаны способы получения жаростойких
алюминидных покрытий (патенты РФ № 2649921, 2649922, 2649920, 2649929,
2642240, 2725503, 2725510, 2725501, 2725507).
Диссертационная работа выполнялась в соответствии с грантами РФФИ № 19-
38-90012 «Формирование структуры и свойств слоистых жаростойких покрытий
системы Al-Fe-Cr», № 17-08-00283 «Исследование закономерностей формирования
структуры и свойств зоны диффузионного взаимодействия при контактном
плавлении в слоистых металлических композиционных системах Al-Ni, Al-Fe и Al-
Cu» и Гранта Президента РФ № МК-1196.2019.8 «Исследование закономерностей
формирования структуры и свойств слоистых многокомпонентных жаро- и
термостойких покрытий на основе алюминидов железа, полученных с
применением высокоэнергетического импульсного воздействия».
Диссертация состоит из введения, пяти глав, общих выводов, списка
литературы, включающего 87 наименований и приложения. Основная часть работы
содержит 209 страниц машинописного текста, 161 рисунок, 10 таблиц.
В первой главе приведены данные о диаграммах состояния двойных (Fe-Al,
Cr-Al, Fe-Cr, Al-Si) и тройных (Fe-Cr-Al, Fe-Al-Si, Fe-Ni-Al) систем, свойствах
бинарных и легированных интерметаллидных соединений системы Fe-Al.
Рассмотрены основные методы получения покрытий на основе алюминидов
железа, влияние легирующих компонентов на их структуру и свойства и
особенности протекания диффузионных процессов. Изложены особенности
формирования защитных оксидных пленок на поверхности алюминидных
покрытий. Показаны основные области применения жаростойких алюминидных
покрытий системы Fe-Cr-Al.
На основе проведенного литературного обзора сформулированы цель и
задачи исследования.
Кулевич В.П. Кандидатская диссертация Во второй главе определены материалы для исследования, обоснованы
условия и режимы применяемых технологических операций получения покрытий,
описаны методики изучения состава, структуры и свойств, а также способов
обработки полученных данных.
В третьей главе исследованы закономерности алитирования сплавов на
основе железа с применением сварки взрывом и при погружении в расплав.
Показано влияние параметров сварки взрывом на структурно–механическую
неоднородность на межслойной границе композиций. Изучено влияние
химического состава сплавов на основе железа на кинетику диффузионных
процессов на межслойной границе сваренных взрывом композиций при твердо- и
жидкофазном взаимодействии, а также на структуру и фазовый состав
формируемых диффузионных зон. Определены условия формирования
интерметаллидных покрытий на поверхности сплавов на основе железа после их
алитирования с применением сварки взрывом. Исследованы особенности
формирования покрытий при алитировании сплавов на основе железа методом
погружения в расплав алюминия и силумина. Произведена оценка влияния
ультразвукового воздействия при алитировании погружением в расплав на
структуру и фазовый состав алюминидных покрытий.
В четвертой главе приведены результаты исследования трансформации
структурны и фазового состава алюминидных покрытий при
высокотемпературных нагревах. Изучены особенности окисления алюминидных
покрытий различного химического состава и определен фазовый состав
формируемых оксидных пленок.
В пятой главе представлены результаты исследования жаростойкости
покрытий системы Fe-Cr-Al при высокотемпературных нагревах. Получены
экспериментальные значение коэффициента теплопроводности и удельного
электрического сопротивления алюминидных покрытий различного химического
состава. Проведена оценка износостойкости, адгезионной и когезионной
прочности получаемых покрытий. Определены потенциальные области
Кулевич В.П. Кандидатская диссертация применения. Приведены результаты промышленных испытаний сплава Х15Ю5 с
алюминидным покрытием.
Диссертационную работу завершают основные выводы. В приложении к
работе приведены патенты РФ и акт промышленных испытаний, подтверждающие
практическую ценность и актуальность данного исследования.
По материалам диссертационной работы опубликованы 76 печатных работ,
из них 12 статей, индексируемых наукометрическими базами Web of Science и
Scopus, 20 статей в российских периодических рецензируемых изданиях,
рекомендованных ВАК при Минобрнауки РФ. Получено 9 патентов РФ.
Основные положения диссертационного исследования опубликованы в
следующих работах:
Статьи в периодических рецензируемых изданиях, рекомендованных ВАК
при Минобрнауки РФ:
1. Влияние химического состава покрытий системы Fe-Cr-Al на их
жаростойкость / В. Г. Шморгун, А. И. Богданов, О. В. Слаутин, В. П. Кулевич, С.
А. Кузнецов // Известия ВолгГТУ. Сер. Проблемы материаловедения, сварки и
1. Диффузионная зона, формирующаяся при термообработке по режиму
твердофазного взаимодействия в сваренной взрывом бинарной Fe-Al композиции,
состоит из двух интерметаллидных прослоек: со стороны стали – Fe2Al5, а со
стороны алюминия – FeAl3. Ее легирование хромом приводит к появлению между
Fe2Al5 и FeAl3 включений силицида хрома Cr3Si, а в составе прослойки Fe2Al5 –
включений интерметаллида (Cr,Fe)5Al8. При совместном легировании хромом и
никелем со стороны стали располагается двухфазная (Fe2Al5 + FeNiAl5) прослойка.
При термообработке по режиму жидкофазного взаимодействия в составе
диффузионной зоны, наряду с прослойками интерметаллидов, присутствует
эвтектическая смесь Al + FeAl3.
2. Установлено, что для формирования интерметаллидного покрытия на
поверхности сплавов Х15Ю5, Х23Ю5 и 12Х18Н10 с нанесенным методом сварки
взрывом алюминиевым слоем необходима предварительная операция его утонения
с последующей термообработкой по режиму жидкофазного взаимодействия, а на
стали Ст3 – двойная термообработка по режиму жидко- и твердофазного
взаимодействия. Повторная термообработка обеспечивает трансформацию
прослойки Al+FeAl3 в FeAl3 и появление в ней магистральной трещины, раскрытие
которой при механическом воздействии обеспечивает получение на поверхности
стали покрытия из интерметаллида Fe2Al5.
3. Алитирование погружением в расплав алюминия обеспечивает
формирование структуры диффузионной зоны, аналогичной получаемой после
термообработки сваренных взрывом композиций по режиму жидкофазного
взаимодействия. Замена расплава алюминия на силумин приводит к появлению в
составе диффузионной зоны тройного интерметаллида Al7Fe2Si, практически
полностью замещающего FeAl3. Воздействие ультразвука на расплав, не оказывая
влияния на фазовый состав диффузионной зоны, приводит к уменьшению ее
толщины на 30-50 % при частоте подводимых акустических колебаний 20 кГц и
амплитуде 5-7 мкм.
Кулевич В.П. Кандидатская диссертация Общие выводы
4. Начальная толщина нанесенного на сплав системы Fe-Сr-Al
алюминиевого слоя является параметром, контролирующим кинетику фазовых
превращений. Ее увеличение сопровождается ростом продолжительности фазового
перехода Al→ Al + FeAl3(Сr) → FeAl3(Сr) + Fe2Al5(Сr) → Fe2Al5(Сr) → FeAl(Cr) →
Fe3Al(Cr) → αFe(Сr,Al) и толщины сплава системы Fe-Сr-Al, необходимого для его
реализации.
5. Показано, что при снижении концентрации Cr в тонких поверхностных
слоях покрытия системы Fe-Сr-Al до 5 ат. % в составе оксидной пленки
(Al2O3+(FeCr)2O3+FeAl2O4) наряду со стабильной (α) появляется метастабильная (δ)
модификация Al2O3.
6. Обобщение результатов выполненных исследований позволило
разработать технологическую схему получения алюминидного покрытия на
поверхности нагревательных элементов из сплава Х15Ю5 промышленной
вакуумной печи для ООО «НПО «СПЛАВ-ТИ», что позволило увеличить ее
межремонтный интервал более чем в 2 раза по сравнению с показателями для
штатного нагревательного элемента из сплава Х20Н80. Алюминидное покрытие на
поверхности сплава Х15Ю5 позволяет повысить время сохранения жаростойких
свойств материала при 1100 °С до 5000 ч, а также приводит к значительному
повышению удельного электрического сопротивления (до 1,6 Ом*мм2/м) и
снижению теплопроводности (~ 13 Вт/(м×К)).
Кулевич В.П. Кандидатская диссертация Литература
1.Лякишева, Н. П. Диаграммы состояния двойных металлических систем
в 3 т. / под ред. Н. П. Лякишева – Москва : Машиностроение, 1996-2000. – 992 с.
2.UR Kattner and BP Burton, Al-Fe (Aluminum-Iron), Phase Diagrams of
Binary Iron Alloys, H. Okamoto, Ed., ASM International, Materials Park, OH, 1993, p
12-28.
3.Диаграммы состояния двойных и многокомпонентных систем на
основе железа. Банных О. А., Будберг П.Б., Алисова С. П. и др. Металлургия, 1986
г.
4.Xiong W. et al. Phase equilibria and thermodynamic properties in the Fe-Cr
system //Critical Reviews in Solid State and Materials Sciences. – 2010. – Т. 35. – №. 2.
– С. 125-152.
5.Binary Alloy Phase Diagrams, edited by T. B. Massalski American Society
of Metals, Metals Park, OH, 1990, Vol. 1.
6.Raghavan V. Al-Cr-Fe (Aluminum-Chromium-Iron) //Journal of phase
equilibria. – 1994. – Т. 15. – №. 4. – С. 409-409.
7.Raghavan V. Al-Fe-Si (aluminum-iron-silicon) //Journal of phase equilibria
and diffusion. – 2009. – Т. 30. – №. 2. – С. 184-188.
8.Raghavan V. Al-Fe-Ni (aluminum-iron-nickel) //Journal of phase equilibria
and diffusion. – 2010. – Т. 31. – №. 5. – С. 455-458.
9.Рябов, В. Р. Сварка алюминия и его сплавов с другими металлами / В.Р.
Рябов. – Киев: Наукова думка, 1983. – 264 с.
10.Begunov A. I. Thermodynamic stability of intermetallic compounds in
technical aluminum / A. I. Begunov, M. P. Kuz’min // Журнал Сибирского
федерального университета. Серия: Техника и технологии. – 2014. – Том 7. – № 2.
– С. 132-137.
11.Potesser, M. The Characterization of the Intermetallic Fe-Al Layer of Steel-
Aluminum Weldings / M. Potesser [at al.] // The Minerals, Metals & Materials Society.
–2006.–https://www.researchgate.net/publication/267794259_
Кулевич В.П.Кандидатская диссертацияЛитература
The_Characterization_of_the_Intermetallic_Fe-Al_Layer_of_Steel-Aluminum_
Weldings
12.Morris, D. G. Development of high strength, high ductility and high creep
resistant iron aluminide / D. G. Morris, M. A. Muñoz-Morris, J. Chao // Intermetallics. –
2004. – № 12 (7-9). – pp. 821-826.
13.Бегунов А. И., Кузьмин М. П. Энтальпия и энергия Гиббса
интерметаллических химических соединений в техническом алюминии //Вестник
Иркутского государственного технического университета. – 2013. – №. 4 (75).
14.Пугачева, Н. Б. Разработка способов повышения технологических и
эксплуатационных свойств сплавов и покрытий в В2 структурами: дис. … канд.
техн. наук: 05.02.01 / Н. Б. Пугачева – Екатеринбург, 2008. – 307 с.
15.Хасуи А., Моригаки О. Наплавка и напыление. – Рипол Классик, 1985.
16.Cinca N., Guilemany J. M. Thermal spraying of transition metal aluminides:
An overview //Intermetallics. – 2012. – Т. 24. – С. 60-72.
17.Richards R. W. et al. Metallurgy of continuous hot dip aluminizing
//International materials reviews. – 1994. – Т. 39. – №. 5. – С. 191-212.
18.Niu Z. W. et al. Study on the green remanufacturing of ultrasonic vibration
aided hot-dip aluminizing and micro arc oxidation //Advanced Materials Research. –
Trans Tech Publications Ltd, 2010. – Т. 139. – С. 394-397.
19.Niu Z. W. et al. Study on the Factors Influencing Plating Coat Thickness in
Ultrasonic-Aided Hot-Dip Aluminizing Facing Remanufacturing //Advanced Materials
Research. – Trans Tech Publications Ltd, 2012. – Т. 490. – С. 3643-3647.
20.Zaikov Y. P. et al. Electrolytic aluminizing of low-carbon steel in NaF-KF-
AlF3 melt //Advanced Materials Research. – Trans Tech Publications Ltd, 2015. – Т.
1088. – С. 250-254.
21.Гуревич Л. М. и др. Исследование влияния режимов сварки взрывом и
термической обработки на структуру и свойства биметалла АД1+ сталь Ст3
//Известия ВолгГТУ, сер.«Проблемы материаловедения, сварки и прочности в
машиностроении. – 2014. – №. 9. – С. 17-31.
Кулевич В.П.Кандидатская диссертацияЛитература
22.Литвинов В. В. и др. Особенности сварки взрывом толстолистовых
сталеалюминиевых композитов //Известия Волгоградского государственного
технического университета. – 2010. – №. 5. – С. 44-49.
23.Acarer M., Demir B. An investigation of mechanical and metallurgical
properties of explosive welded aluminum–dual phase steel //Materials letters. – 2008. –
Т. 62. – №. 25. – С. 4158-4160.
24.Findik F. Recent developments in explosive welding //Materials & Design.
– 2011. – Т. 32. – №. 3. – С. 1081-1093.
25.Шморгун, В.Г. Комплексная технология получения покрытий из
алюминидов никеля на поверхности стальных изделий / В.Г. Шморгун, А.И.
Богданов, А.Ол. Таубе // Известия вузов. Чѐрная металлургия. 2014. № 5. C. 64 65.
26.Morizono, Y. Aluminizing of high-carbon steel by explosive welding and
subsequent heat treatment / Y. Morizono, T. Yamaguchi, S. Tsurekawa // ISIJ
International. – 2015. – № 55. – pp. 272-277.
27.Wang, Y. Microstructure evolution in Fe-based-aluminide metallic-
intermetallic laminate (MIL) composites / Y. Wang, K. S. Vecchio // Materials Science
& Engineering A. – 2016. – № 649. – pp. 325-337.
28.Cheng, W-J. Growth of intermetallic layer in the aluminide mild steel during
hot-dipping / W-J. Cheng, C-J. Wang // Surface & Coatings Technology. – 2009. – №
204. – pp. 824-828.
29.Лариков, Л. Н. Диффузионные процессы при сварке / Л. Н. Лариков, В.
Р. Рябов, В. М. Фальченко. – Москва : Машиностроение, 1975. – 192 с.
30.Structure character of the Fe2Al5 intermetallics compound in hot dip
aluminizing process / T. Heumann, N A. Dittrich // [J]. Zeitschrift Fur Metallkunde. –
1959. – С. 617 – 625.
31.Шуберт К. Кристаллические структуры двухкомпонентных фаз / К.
Шуберт. – Москва : Металлургия, 1971. – 531 с.
32.Crystal Structure of η’-Fe3Al8; Low-Temperature Phase of η-Fe2Al5
Accompanied by an Ordered Arrangement of Al Atoms of Full Occupancy in the C-axis
Кулевич В.П.Кандидатская диссертацияЛитература
Chain Sites // N. L. Okamoto, J. Okumura, M. Higashi and H. Inui / Acta Materialia. –
2017. – DOI: 10.1016/j.actamat.2017.02.060.
33.Maitra, T. Intermetallic compound formation in Fe–Al–Si ternary system:
Part II / T. Maitra, S. P. Gupta // Materials Characterization. – 2002. – Т. 49. – №. 4. – С.
293-311.
34.Hot-Dip Aluminizing with Silicon and Magnesium Addition I. Effect on
Intermertallic Layer Thickness / Sun Kyu Kim // The Korean Institute of Metals and
Materials. – 2013. – № 11. – С. 795 – 799.
35.Effect of silicon on the microstructure and growth kinetics of intermetallic
phases formed during hot-dip aluminizing of ferritic steel / B. Lemmens [et al] // Surface
& Coatings Technology. – 2017. – № 319. – С. 104–109.
36.Cheng W. J., Wang C. J. Effect of chromium on the formation of
intermetallic phases in hot-dipped aluminide Cr–Mo steels //Applied surface science. –
2013. – Т. 277. – С. 139-145.
37.Huilgol P., Udupa K. R., Bhat K. U. Metastable microstructures at the
interface between AISI 321 steel and molten aluminum during hot-dip aluminizing
//Surface and Coatings Technology. – 2018. – Т. 348. – С. 22-30.
38.Skjerpe P. Structure of AlmFe //Acta Crystallographica Section B: Structural
Science. – 1988. – Т. 44. – №. 5. – С. 480-486.
39.Huilgol P., Udupa K. R., Bhat K. U. Formation of microstructural features
in hot-dip aluminized AISI 321 stainless steel //International Journal of Minerals,
Metallurgy, and Materials. – 2018. – Т. 25. – №. 2. – С. 190-198.
40.Kishore K. et al. Microstructure evolution and hardness of hot dip
aluminized coating on pure iron and EUROFER 97 steel: Effect of substrate chemistry
and heat treatment //Surface and Coatings Technology. – 2021. – Т. 409. – С. 126783.
41.Cheng W. J., Wang C. J. Observation of high-temperature phase
transformation in the Si-modified aluminide coating on mild steel using EBSD //Materials
characterization. – 2010. – Т. 61. – №. 4. – С. 467-473.
Кулевич В.П.Кандидатская диссертацияЛитература
42.Singh K. et al. Preparation and investigation of aluminized coating and
subsequent heat treatment on 9Cr–1Mo Grade 91 steel //Fusion Engineering and Design.
– 2014. – Т. 89. – №. 11. – С. 2534-2544.
43.Patel J. et al. Hot dip aluminizing of 9Cr-1Mo steels and their heat treatment
//Materials Science Forum. – Trans Tech Publications Ltd, 2015. – Т. 830. – С. 143-146.
44.Murakami K. et al. Aluminization of high purity iron and stainless steel by
powder liquid coating //Acta Materialia. – 2004. – Т. 52. – №. 8. – С. 2173-2184.
45.Yoneda S. et al. The Effect of Cr on the Lifetime of Al-Rich Amorphous
Oxide Layer Formed on Fe–Cr–Al Alloys at 650° C // Oxidation of Metals. – 2017. – Т.
88. – №. 5. – С. 669-686.
46.Yoneda S., Hayashi S., Ukai S. The Transition from Transient Oxide to
Protective Al2O3 Scale on Fe–Cr–Al Alloys During Heating to 1000°C // Oxidation of
Metals. – 2018. – Т. 89. – №. 1. – С. 81-97.
47.Heinonen M. H. et al. Initial oxidation of Fe–Al and Fe–Cr–Al alloys: Cr as
an alumina booster //Oxidation of metals. – 2011. – Т. 76. – №. 3. – С. 331-346.
48.Airiskallio E. et al. High temperature oxidation of Fe–Al and Fe–Cr–Al
alloys: The role of Cr as a chemically active element //Corrosion Science. – 2010. – Т.
52. – №. 10. – С. 3394-3404.
49.Hayashi S. et al. In situ measurement of the phase transformation behavior
of Al2O3 scale during high-temperature oxidation using synchrotron radiation //Materials
Science Forum. – Trans Tech Publications Ltd, 2011. – Т. 696. – С. 63-69.
50.Hayashi S. et al. Effect of Fe and partial pressure of oxygen on the formation
and phase transformation behavior of Al2O3 scale //Materials and Corrosion. – 2012. –
Т. 63. – №. 10. – С. 862-868.
51.Fujita M. et al. Sintering of Al2O3-Cr2O3 powder prepared by sol-gel
process //Journal of the Society of Materials Science, Japan. – 2007. – Т. 56. – №. 6. – С.
526-530.
52.Elrefaie F. A., Smeltzer W. W. Thermodynamics of the system iron-
aluminum-oxygen between 1073 K and 1573 K //Metallurgical Transactions B. – 1983.
– Т. 14. – №. 1. – С. 85-93.
Кулевич В.П.Кандидатская диссертацияЛитература
53.Pan T. J. et al. Internal oxidation and phase transformations of multi-phase
Fe–Ni–Al and Fe–Ni–Al–Cr alloys induced by KCl corrosion //Corrosion science. –
2011. – Т. 53. – №. 6. – С. 2115-2121.
54.Tomaszewicz P., Wallwork G. R. The oxidation of Fe-Al alloys containing
chromium, nickel, or manganese //Corrosion. – 1984. – Т. 40. – №. 4. – С. 152-157.
55.Tomaszewicz P., Wallwork G. R. Iron–Aluminum alloys: a review of their
oxidation behavior //Rev. High-Temp. Mater. – 1978. – Т. 4. – №. 1. – С. 75-105.
56.Niu Y. et al. The nature of the third-element effect in the oxidation of Fe–
xCr–3 at.% Al alloys in 1 atm O2 at 1000 C //Corrosion Science. – 2008. – Т. 50. – №.
2. – С. 345-356.
57.Tarasov B. A., Savelyev M. D., Shornikov D. P. Corrosion Resistance of Fe-
Cr-Al-Si Alloys with Low Chromium Content //KnE Materials Science. – 2018. – С. 480–
490-480–490.
58.Eklund J. et al. Field exposure of FeCrAl model alloys in a waste‐fired boiler
at 600° C: The influence of Cr and Si on the corrosion behaviour //Materials and
Corrosion. – 2019. – Т. 70. – №. 8. – С. 1476-1485.
59.Eklund J. et al. The influence of silicon on the corrosion properties of FeCrAl
model alloys in oxidizing environments at 600 C //Corrosion Science. – 2018. – Т. 144.
– С. 266-276.
60.Pan T. J. et al. Internal oxidation and phase transformations of multi-phase
Fe–Ni–Al and Fe–Ni–Al–Cr alloys induced by KCl corrosion //Corrosion science. –
2011. – Т. 53. – №. 6. – С. 2115-2121.
61.Engkvist J. et al. Alumina scale formation on a powder metallurgical FeCrAl
alloy (Kanthal APMT) at 900–1,100 C in dry O 2 and in O 2+ H 2 O //Oxidation of
metals. – 2010. – Т. 73. – №. 1. – С. 233-253.
62.Xiang Z. D. et al. Steam oxidation resistance of Ni-aluminide/Fe-aluminide
duplex coatings formed on creep resistant ferritic steels by low temperature pack
cementation process //Corrosion Science. – 2011. – Т. 53. – №. 1. – С. 496-502.
Кулевич В.П.Кандидатская диссертацияЛитература
63.Zhang Y. et al. Interdiffusion Behavior in Aluminide Coatings for Power
Generation Applications. – Tennessee Technological University, Cookeville, TN (US);
Oak Ridge National Lab., Oak Ridge, TN (US), 2003.
64.DehmolaeiR.,ShamanianM.,KermanpurA.Microstructural
characterization of dissimilar welds between alloy 800 and HP heat-resistant steel
//Materials Characterization. – 2008. – Т. 59. – №. 10. – С. 1447-1454.
65.Field K. G. et al. Handbook on the Material Properties of FeCrAl Alloys for
Nuclear Power Production Applications (FY18 Version: Revision 1). – 2018.
66.Assessing the elastic properties and ductility of Fe–Cr–Al alloys from ab
initio calculations / E. Nurmi [et al ] // Philosophical Magazine. – 2016. – № 2 – Р. 122
– 133.
67.Сплавы для нагревателей / Л. П. Жуков [и др.]. – Москва : Металлургия,
1985. – 144 с.
68.Центральный металлический портал РФ [Электронный ресурс]. URL:
https://metallicheckiy-portal.ru/ (дата обращ. 20.01.2021).
69.Оценка параметров соударения при сварке взрывом многослойных
композиций / В. Г. Шморгун, А. П. Соннов, Ю. П. Трыков, И. А. Ковалев //
Металловедение и прочность материалов: межвуз. сб. науч. тр. / Волгоград, С.20
25.
70.Трыков, Ю. П. Диффузия в слоистых композитах: Монография/ Ю. П.
Трыков, Л. М. Гуревич, В. Н. Арисова; ВолгГТУ. Волгоград, 2006. 403 с.
71.Лариков, Л.Н. Диффузионные процессы в твердой фазе при сварке /
Л.Н. Лариков, В.Р. Рябов, В.М. Фальченко. М.: Машиностроение, 1975. 192 с.
72.Бокштейн, Б.С. Термодинамика и кинетика диффузии в твердых телах
/ Б.С. Бокштейн, С.З. Бокштейн, А.А. Жуховицкий. М.: Металлургия, 1974. 280 с.
73.Бугаков, В.3. Диффузия в металлах и сплавах / В.З. Бугаков. Л.:
Гостехиздат, 1947. 212 с.
74.Рыкалин, Н. Н. Расчеты тепловых процессов при сварке / Н. Н.
Рыкалин. – Москва : Гос. научно-техническое издательство машиностроительной
литературы, 1951. – 296 с.
Кулевич В.П.Кандидатская диссертацияЛитература
75.Al–Cr–Fe phase diagram. Isothermal Sections in the region above 50 at% Al
/ Pavlyuchkov D. et al. // Calphad. – 2014. – Т. 45. – С. 194-203.
76.Mo Z. M., Zhou H. Y., Kuo K. H. Structure of ν-Al80. 61Cr10. 71Fe8. 68, a
giant hexagonal approximant of a quasicrystal determined by a combination of electron
microscopy and X-ray diffraction //Acta Crystallographica Section B: Structural Science.
– 2000. – Т. 56. – №. 3. – С. 392-401.
77.Schmitz C. Handbook of aluminium recycling: Fundamentals // Mechanical
Preparation, Metallurgical Processing, Plant Design, Vulkan-Verlag GmbH, Germany. –
2006.
78.Villars, P., Calvert, L. D., Pearson’s Handbook of Crystallographic Data for
Intermetallic Phases, 2’nd edition, ASM, Materials Park, Ohio, 1991.
79.Schaeffler A. L. Constitution diagram for stainless steel weld metal //Metal
progress. – 1949. – Т. 56. – №. 11. – С. 680.
80.Dong Z. H. et al. Vaporization of Ni, Al and Cr in Ni-base alloys and its
influence on surface defect formation during manufacturing of single-crystal components
//Metallurgical and Materials Transactions A. – 2020. – Т. 51. – №. 1. – С. 309-322.
81.He X. et al. High emissivity coatings for high temperature application:
progress and prospect //Thin Solid Films. – 2009. – Т. 517. – №. 17. – С. 5120-5129.
82.Speiser R., Johnston H. L., Blackburn P. Vapor Pressure of Inorganic
Substances. III. Chromium between 1283 and 1561° K //Journal of the American
Chemical Society. – 1950. – Т. 72. – №. 9. – С. 4142-4143.
83.Shi C., Daun K. J., Wells M. A. Evolution of the spectral emissivity and
phase transformations of the Al-Si coating on Usibor® 1500P steel during austenitization
//Metallurgical and Materials Transactions B. – 2016. – Т. 47. – №. 6. – С. 3301-3309.
84.ГОСТ 12766.1-90. Проволока из прецизионных сплавов с высоким
электрическим сопротивлением. Технические условия – Введ. 1991-01-01. –
Москва: Изд-во стандартов, 1996.—63 с.
85.Жук, Н. П. Курс теории коррозии металлов / Н. П. Жук – Москва:
Металлургия, 472 с.
Кулевич В.П.Кандидатская диссертацияЛитература
86.ГОСТ 21318-75. Измерение микротвердости царапанием алмазными
наконечниками. – Введ. 1975-07-01.— Москва: Изд-во стандартов, 1976. – 30 с.
87.Михеев, М. А. Основы теплопередачи/ М.А. Михеев, И.М. Михеева. –
Москва: Энергия, 1977. 344 с.
Кулевич В.П.Кандидатская диссертацияПриложение
Публикации автора в научных журналах
Помогаем с подготовкой сопроводительных документов
Хочешь уникальную работу?
Больше 3 000 экспертов уже готовы начать работу над твоим проектом!
4.9 (343 отзыва)
4.9 (20 отзывов)
5 (49 отзывов)
4.6 (71 отзыв)
4.9 (37 отзывов)
4.4 (59 отзывов)
4.8 (17 отзывов)
4.8 (37 отзывов)
5 (158 отзывов)
