The growth kinetics of intermetallic compound alloy phases between Fe-Al system were studied employing hot-dipping processes and annealing treatment of diffusion couples of various species of materials of the system.
The growth of intermetallic phases was analyzed by an optical microscope and identified by X-ray diffractometer and electron probe microanalyzer.
The major phase developed, in hot-dipping process, was $Fe_2Al_5(\eta)$. The growth of other thermodynamically stable phases -$FeAl_2(\zeta)$ and $FeAl_3(\theta)$- were also observed in diffusion annealing experiments and hot-dipping treatment respectively. However, due to very slow growth rate of $FeAl_2(\zeta)$, it was not detected in hot-dip aluminizing processes. It was also found that $FeAl_3(\theta)$ dissolved in liquid aluminum in hot-dip aluminizing processes, not forming a continuous layer at the interface.
The major intermediate alloy layer observed consists of parallel grains of $Fe_2Al_5(\eta)$ which was grown from the aluminum into the iron side. The serrated interface was found between the alloy phase and the iron basis. This phenomena was appeared due to the nucleation of each $Fe_2Al_5(\eta)$ grain in different time at the interface.
The addition of carbon and silicon in the iron or the silicon in the aluminum bath leads to the concurrent nucleation of $Fe_2Al_5(\eta)$ grain, resulting the planar interface rather than the serrated one.
The growth of the $Fe_2Al_5(\eta)$ obeyed a parabolic rate law irrespective of alloying elements in iron and aluminum. As the growth of the $Fe_2Al_5(\eta)$ was controlled by interdiffusion of iron and aluminum in the phase, chemical diffusion coefficients in $Fe_2Al_5(\eta)$ were obtained through the consideration of the flux and compound stoichiometry and the layer growth rate.
The activation energy for the growth of $Fe_2Al_5(\eta)$ was found to be 31.2 Kcal/mol. The addition of carbon and silicon in the iron increased the activation energy, while silicon in the aluminum bath decreased it.
A model for the formation of the intermediate compound alloy phases is suggested on the basis of the experimental results.
Fe-Al계에 존재하는 금속간화합물들의 성장속도를 용융침적법과 여러가지 종류의 확산쌍를 열처리법으로 연구하였다.
이들 금속간 화합물층의 상의 확인은 X-선회절법과 EPMA를 사용하여 확인 하였고, 이들 상의 성장은 광학현미경을 사용하여 시간 및 온도에 따른 두께변화를 측정하므로써 조사할 수 있었다.
용융침적법에선 철에 첨가원소의 효과를 조사하기 위하여 순철, 저탄소강, 규소강과 고탄소강을 순수한 용융알루미늄욕에 침적하였고, 또한 알루미늄욕에 첨가원소효과를 조사하기 위하여 규소를 0-12wt %까지 합금된 알루미늄욕에 저탄소강을 침적하여 생성되는 합금층의 성장을 관찰하였다. 이때 생성되는 합금층은 주로 $Fe_2Al_5(\eta)$로 확인되었고 이 금속간화합물은 알루미늄측에서 철측으로 평행하게 배열되어 있었으며, 이 합금층의 성장은 (002)우선배열을 갖는 것을 확인하였다. 첨가원소는 주된 합금층의 조성 및 이 상의 우선배열에는 영향을 미치지않고, 단지 이 합금층의 성장속도의 변화에만 영향을 끼침을 알 수 있었다.
용융침적법에선 확인되지 않았지만 열력학적으로 안정된 나머지 두개의 금속간화합물상 - $FeAl_2(\zeta)$와 $FeAl_3(\theta)-$는 $Fe-Fe_2Al_5(\eta)$및 $Fe_2Al_5(\eta)-$용융Al 확산쌍을 사용하여 각각 존재를 확인하였다. $FeAl_2(\zeta)$는 $Fe-Fe_2Al_5(\eta)$ 확산쌍에서 생성됨을 관찰하고, 성장속도를 측정한 결과 용융 침적법에서 나타나는 $Fe_2Al_5(\eta)$의 성장속도에 비하여 훨씬 느린 성장속도를 갖기 때문에 용융침적법에선 관찰될 수 없었다. 또한 $FeAl_3(\theta)$는 용융알루미늄에 $Fe_2Al_5(\eta)$를 반응시킨 결과 $FeAl_3(\theta)$의 존재를 확인하였고, 이 상은 연속적인 층으로 존재하지 않고 작은 입자들로 알루미늄에 박혀 있었다. 이것이 $FeAl_3(\theta)$가 용융침적법에서 관찰되지 않은 이유라는 결론을 얻었다.
용융침적법에서 나타나는 특징은 철과 합금층사이에 나타나는 凸凹계면 이며 이 현상은 $Fe_2Al_5(\eta)$가 접촉계면에서 부분에 따라 서로 다른 시간에 생성되는데 기인한 것으로 생각되었고, 철에 규소나 탄소 또는 알루미늄에 규소의 첨가로 평평한 계면이 나타나는 현상은 이들 첨가원소에 의하여 접촉계면의 부분에 따른 차이를 없애게 되었고 따라서 계면에서 $Fe_2Al_5(\eta)$가 균일하게 동시에 생성을 초래하므로 나타나는 것으로 해석된다.
합금층을 구성하는 $Fe_2Al_5(\eta)$ 상의 성장은 철이나 알루미늄에 첨가원소에 무관하게 parabolic rate law을 만족시킴을 관찰하였다. 따라서 $Fe_2Al_5(\eta)$ 상의 성장은 이 상내에서 철과 알루미늄의 상호확산에 기인한 것 알았다. 그러므로 Fe-Al계의 각 상내에서의 flux와 화합물의 stoichiometry을 고려하여, $Fe_2Al_5(\eta)$의 성장속도로부터 상호확산계수를 구하였다.
$Fe_2Al_5(\eta)$ 상의 성장에 필요한 활성화에너지는 31.2kcal/mol을 얻었다. 철에 탄소의 첨가는 이 활성화에너지의 증가를 초래하며, 이것은 계면에 존재하는 Cementite가 성장때에 철에 고용되는데 필요한 에너지가 더 필요하기 때문으로 생각하였고, 한편 알루미늄욕에 규소를 첨가하면 활성화에너지가 감소하였고, 이것은 알루미늄욕에 규소의 첨가에 의하여 용융알미늄욕의 점성을 감소시켜 합금층의 용해를 촉진시켰기 때문이라고 생각된다. 확산쌍 실험으로 얻은 결과를 이용하여 용융알루미늄침적법에서 나타나는 합금층의 생성거동에 관한 모형을 제시하였다.
