56

Титулка

Зміст

Вступ ………………………………………………………………………………3

1. Літературний огляд ……………………………………………………..5

1.1 Дифузійні покриття на корозійностійких сталях ………………………..……5

2. Матеріали та методика дослідження ………………………...31

2.1 Матеріали дослідження ………………………………………………………..31

2.2 Методика нанесення покриттів ……………………………………………….32

2.3 Рентгеноструктурний аналіз …………………………………………………..33

2.4 Мікрорентгеноспектральний аналіз …………………………………………..35

2.5 Мікроструктурний та дюрометричний аналіз ……………………………….35

2.6 Визначення жаростійкості покриттів ………………………………………...37

2.7 Визначення мікропористості покриттів ……………………………………...37

3. Експериментальні дослідження………………………………...38

3.1 Фізико-хімічні умови хромоалітування сталі 12Х18Н10Т в середовищі хлору ……………………………………….……………………………………….39

3.1.1 Фізико-хімічні умови процесу дифузійного насичення хромом і алюмінієм…………………………………………………………………………...41

3.2 Дифузійні хромоалітовані покриття на сталі 12Х18Н10Т…………………..45

3.2.1 Фазовий склад сталі 12Х18Н10Т після хромоалітування, хромоалітування сталі з шаром нітриду титану ТіN ………………………………………………...45

3.2.2 Хімічний склад сталі 12Х18Н10Т після хромоалітування, хромоалітування сталі з шаром нітриду титану ТіN ………………………………………………...50

3.2.3 Мікроструктура дифузійних покриттів на сталі 12Х18Н10Т …….….…...54

3.2.4 Кінетика росту дифузійних покриттів на сталі 12Х18Н10Т ………….......55

3.2.5 Механізм утворення дифузійних покриттів на сталі 12Х18Н10Т ………..57

3.2.6 Висновки ……………………….………………………………………...…..61

Література …………………………………………………..…………………62

Вступ

Актуальність теми. Розвиток нових та сучасних галузей машинобудування, ставить високі вимоги до роботоздатності деталей машин, інструментів та продуктивності праці. Розв’язання цієї проблеми полягає у формуванні комплексу високих експлуатаційних характеристик поверхні матеріалів за рахунок зміни її складу та структури. Шляхи вирішення даної задачі відкривають можливості створення нових захисних покриттів з наперед заданими структурою і властивостями відомими методами хіміко-термічної обробки.

На сьогоднішній день корозійностійкі сталі і сплави є одним із важливих класів конструкційних матеріалів, які знайшли широке використання у різних галузях промисловості: хімічній, нафтохімічній, целюлозно-паперовій тощо. Такий спектр застосування зумовлений високими антикорозійними і механічними властивостями перш за все сталей аустенітного класу. При підвищенні жаростійкості поверхневих шарів без впливу на корозійну стійкість основи з’являється можливість покращити матеріал з високим комплексом вказаних властивостей. Дослідження в цьому напрямку мають обмежений характер.

Для збільшення жаростійкості сталей і сплавів застосовують насичення їх поверхні алюмінієм, хромом, кремнієм або їх комплексом. Відомо, що хромоалітовані покриття мають високу жаростійкість, яку можна суттєво підвищити за рахунок присутності бар’єрного шару. Роль бар’єрного шару полягає в гальмуванні процесу дифузійного перерозподілу елементів покриття і основи, що сприятиме збільшенню концентрації в зоні сполук насичуючих елементів, як при хіміко-термічній обробці так і в процесі експлуатації покриття. Відомі бар’єрні шари на основі нікелю, бору, кремнію тощо. В роботі в якості бар’єрного шару запропоновано нітрид титану. Такий вибір полягає в технологічній можливості отримання високого комплексу властивостей нітридного шару: висока мікротвердість, порівняно високі жаростійкість та корозійна стійкість, незначна розчинність в аустеніті основи при високих температурах.

Літературні дані, щодо отримання багатошарових дифузійних хромоалітованих покриттів в поєднанні з бар’єрним шаром нітриду титану ТіN, їх будови та властивостей мають обмежений характер.

Цілком можливе формування на сталі 12Х18Н10Т багатошарових покриттів з бар’єрною складовою шляхом поєднання методів фізичного осадження з газової фази нітриду титану TiN з наступною дифузійною металізацією хромом і алюмінієм. Можна передбачити, що такі покриття будуть мати високу мікротвердість з достатньо високою жаростійкістю.

Таким чином, розробка багатошарових дифузійних хромоалітованих покриттів з бар’єрним шаром нітриду титану ТіN на сталі 12Х18Н10Т, дослідження їх складу, структури та жаростійкості є актуальними і перспективними.

Мета і задачі дослідження: Розробка ефективних способів отримання багатошарових дифузійних хромоалітованих покриттів з бар’єрним шаром нітриду титану ТiN на сталі 12Х18Н10Т з високим комплексом властивостей.

Відповідно до мети в роботі були поставлені наступні задачі:

1. Дослідження фізико-хімічних умов процесів дифузійного насичення сталі 12Х18Н10Т хромом і алюмінієм в закритому реакційному просторі в середовищі хлору. Визначення раціональних режимів дифузійної металізації;

2. Встановлення фазового, хімічного складів, структури, будови та мікротвердості багатошарових дифузійних хромоалітованих покриттів з бар’єрним шаром нітриду титану ТiN на сталі 12Х18Н10Т;

3. Визначення кінетики росту багатошарових дифузійних покриттів;

4. Встановлення механізму структуроутворення багатошарових дифузійних покриттів;

5. Визначення впливу багатошарових дифузійних покриттів на жаростійкість сталі 12Х18Н10Т.

1 Літературний огляд

1.1 Дифузійні покриття на корозійностійких сталях

Для підвищення твердості, зносостійкості, жаростійкості, корозійної стійкості, кавітаційної стійкості нержавіючих сталей аустенітного, феритного, мартенситного класів використовують різні методи хіміко-термічної обробки.

Азотування – процес дифузійного насичення поверхні металів і сплавів азотом при нагріві у відповідному середовищі від 500 °С до 1200 °С [1-3].

Сталі з високим вмістом хрому необхідно піддавати спеціальній обробці з метою видалення оксидної плівки, яка буде перешкоджати насиченню азотом. Застосовують для цієї операції травлення в кислотах, піскоструменеву очистку або очистку в процесі азотування сталі. Сталі аустенітного класу гірше піддаються азотуванню ніж феритного. Чим вище ступінь легованості сталі, тим важче протікає процес дифузії азоту. Для отримання зносостійкого шару феритні і аустенітні сталі з високим вмістом хрому піддають азотуванню при 560-600 °С. При зниженні вмісту вуглецю у феритних і аустенітних сталях глибина азотованого шару підвищується [2]. Чим менше в сталі вуглецю, тим менш крихкий азотований шар. Азотування підвищує зносостійкість і зменшує коефіцієнт тертя у феритних і аустенітних сталях при нормальних і підвищених температурах. Корозійна стійкість поверхневого шару нержавіючих феритних і аустенітних сталей в результаті азотування погіршується. Аустенітні сталі мають порівняно невелику зону низької корозійної стійкості – 20-30 % глибини шару. Жаростійкість високохромистих аустенітних сталей після азотування в меншій мірі порівняно з феритними зменшується, а кавітаційна стійкість підвищується [3].

Аналіз даних приведений в [1] показує, щоб сталь 12Х18Н9Т, була достатньо високо корозійностійкою, при мікротвердості 5000 МПа слідує піддавати азотуванню при 950-1050 °С. Товщина шару після насичення при 1050 °С та витримки 10 хвилин становить 0,15 мм, а якщо потрібна мікротвердість 7500 МПа і допустима знижена корозійна стійкість, то для одержання того ж шару температуру азотування знижують до 750 °С, а час витримки навпаки підвищують до 90 хвилин. Для сталей 17Х18Н9 та 08Х18Н10Т рекомендований режим азотування при температурі 560 °С з витримкою 50-60 годин. Товщина азотованого шару становить 0,2-0,25 мм, а мікротвердість 1000-1100 МПа.

Авторами роботи [4] було досліджено вплив ступеня дисоціації аміаку на будову, склад та поверхневу твердість сталей 12Х13, 40Х13, 12Х17 після газового азотування. Запропоновано ефективний технологічний режим азотування сталей з різними ступенями дисоціації аміаку. Встановлено оптимальний ступінь дисоціації аміаку при температурі азотування 550 ºС, який становить 25-35 %, що забезпечує високу швидкість росту дифузійного шару та значну поверхневу твердість.

В роботі [5] досліджено вплив технологічних параметрів азотування та наступної температури відпалу на фазовий склад, товщину, структуру, мікротвердість дифузійних шарів на сталі 12Х28. Встановлено, що підвищення температури азотування від 550 ºС до 950 ºС супроводжується інтенсифікацією процесу, зміною фазового складу покриття та його мікроструктури, падінням максимальних значень мікротвердості відповідно від 16,2 ГПа до 7,0 ГПа. Показано, що в процесі відпалу змінюється характер розподілу мікротвердості за товщиною азотованих шарів; мікротвердість зменшується при температурах відпалу вищих за 550 ºС.

Автори роботи [6] досліджували опір зносу газобаричних азотованих шарів на сталі 12Х18Н10Т. Встановлено, що товщина зміцненого шару становить 1,0 мм. Ця величина суттєво більше товщини зміцнених шарів, які отримують при газовому або іонному азотуванні [7-9]. Показано, що максимальна зносостійкість отриманих шарів спостерігається при найбільшому вмісті частинок нітридів хрому CrN в мартенситній матриці.

В роботі [10, 11] авторами досліджено вплив легування і термічної обробки на структуру і трибологічні властивості азотовмісних нержавіючих аустенітних сталей при абразивному і адгезійному зносі. Показано, що підвищення вмісту азоту позитивно впливає на збільшення мікротвердості поверхні зносу.

Автори роботи [12] досліджували структуру і зносостійкість азотованих багатокомпонентних ОЦК- і ГЦК- сплавів заліза. Встановлено закономірності зміни структури, твердості і зносостійкості дифузійного шару в залежності від складу сплавів з аустенітною і феритною основами. Встановлено взаємозв’язок між параметрами структури азотованого шару і зносостійкістю сплавів. Цей взаємозв’язок проаналізований з позиції механізму формування зміцнюючих частинок в дифузійній зоні.

Борування – процес дифузійного насичення поверхні металів і сплавів бором, з метою підвищення їх твердості, зносостійкості та корозійної стійкості в різних агресивних середовищах [1, 13, 14].

При дифузійному насиченні високолегованих сталей бором покриття має багато шарів, окремі з них не однофазні, зі складним складом. В процесі борування легованих сталей відбувається перерозподіл легуючих елементів і вуглецю між боридними фазами і основним металом.

Бор має більшу дифузійну рухливість, ніж елементи основи у високолегованих сталях. В процесі утворення боридних фаз відбувається збіднення приповерхневих ділянок елементами, які мають більшу схильність до утворення боридів. Це підвищує розчинність бору у твердому розчині сплаву. Бориди проявляються по границях зерен, а потім у вигляді окремих включень в об'ємі зерна твердого розчину. При насиченні бором сталі на поверхні утвориться суцільний шар боридів, під яким розташовується аустенітно-боридна зона. Короткочасне насичення приводить до утворення значної аустенітно-боридної зони без утворення суцільного боридного шару [13, 14]. При цьому відбувається збіднення вуглецем, який дифундує в серцевину та перерозподіл легуючих елементів між боридними фазами і основним металом. Карбідоутворюючі елементи дифундують у перехідну зону, що збагачується вуглецем, а не карбідоутворюючі – у боридні фази. Рентгенівські дослідження борованої хромонікелевої сталі з 18,0 % хрому і 8,0 % нікелю показують, що шар складається з боридів заліза, у яких частина атомів заліза заміщена легуючими елементами. За даними мікрорентгеноспектрального аналізу [13] про розподіл елементів між борованим шаром і основним металом зі сталі 12Х18Н9Т встановлено, що вміст легуючих елементів у борованому шарі менше, ніж в основі. Покриття складається із двох шарів: боридного, що складається з FeB і Fe₂B, і перехідного шару твердого розчину зі сполукою, що відрізняється від сполуки основного металу, у якому перебувають бориди, розташовані по границях зерен. В перехідній зоні спостерігається зменшення хрому, хоча він і не відтісняється до основи. Це, ймовірно, пов'язано з виділенням дрібних карбідів хрому внаслідок підвищеного вмісту вуглецю в перехідній зоні, що не було виявлено мікрорентгеноспектральним аналізом.

В високолегованій сталі 12Х18Н9Т боридний шар росте практично суцільним фронтом товщиною 0,10 мм та мікротвердістю 19000-20000 МПа [1]. Легуючі елементи в сталі 12Х18Н9Т не утворюють власних боридів, а легують бориди заліза. В залежності від характеру взаємодії легуючих елементів з боридами заліза проходить їх перерозподіл в процесі формування боридного шару.

Перехідна зона в боридному шарі це – твердий розчин бору, вуглецю і легуючих елементів в залізі. Товщина якої показує глибину проникнення бору, а не зону перерозподілу вуглецю. Легуючі елементи сталі 12Х18Н9Т зменшують товщину перехідної зони. Ефективність їх впливу збільшується від нікелю до молібдену в наступній послідовності: нікель, кремній, хром, титан, молібден. При концентрації в сплаві 0,5 % титану повністю нейтралізується вплив бору та вуглецю та радикально змінюється будова перехідної зони. Хром, молібден, титан зменшують схильність до росту аустенітного зерна, а нікель практично не впливає. Вміст кремнію до 1,0 % не змінює розмір зерна аустеніту або збільшує його, а при ≥ 2,0 % навпаки подрібнює. Характерною властивістю боридних шарів є висока твердість в зв’язку з цим вони набувають підвищеної крихкості, що призводить до сколювання при різних випробуваннях на міцність. Мікрокрихкість підвищується зі збільшенням товщини шару. Утворення тріщин в боридному шарі не призводить до його катастрофічного руйнування і втрати жаростійкості. Це пов’язано з самолікуванням тріщин в процесі окислення борованих сталей. Жаростійкість нержавіючої сталі 12Х18Н10Т після борування не підвищується. Отже, не ефективно застосовувати борування для захисту сталі від окислення. Боровані сталі стійкі в розбавлених водних розчинах плавикової кислоти. Швидкість корозії сталі 12Х18Н9Т в 10 % розчині HF становить 3 г/(м²·години) [1].

Силіціювання – процес дифузійного насичення поверхні металів і сплавів кремнієм з метою підвищення жаростійкості, корозійної стійкості, твердості та зносостійкості [1, 15]. Має обмежене промислове застосування із-за труднощів отримання безпористих шарів з високим вмістом кремнію на поверхні (> 11,0-13,0 %), які володіють високою кислотостійкістю. Силіцировані шари на хромистих та хромонікелевих сталях володіють високою термостійкістю, ніж на вуглецевих. Завдяки силіціюванню буде можливе поєднання у сталей високої хімічної стійкості і зносостійкості. Високолеговані сталі відповідають першій вимозі і не задовольняють останній. Зносостійкі матеріали звичайно не відрізняються корозійною стійкістю. Силіціювання сталі 12Х18Н9Т підвищує корозійну стійкість у водному розчині HNO₃, твердість поверхневого шару до 6000 МПа товщиною 0,09 мм, що дає можливість використовувати в умовах зносу та жаростійкості [1, 15].

Алітування – процес дифузійного насичення поверхні металів і сплавів алюмінієм з метою підвищення жаростійкості, корозійної і ерозійної стійкості [1, 16].

Утворення багатошарового покриття при насиченні сталі 12Х18Н9Т алюмінієм на підставі отриманих даних можна представити в такий спосіб [16]. У початковий період відбувається розчинення алюмінію до 1,0 % в аустеніті, з утворенням α-твердого розчину на основі заліза. Дифузія алюмінію і заліза при насиченні має зустрічний характер, але, судячи зі швидкості переміщення реакційних границь по шарах, переважає дифузія заліза і хрому.

Складність дослідження алюмінієвих покриттів, отриманих на сталі 12Х18Н9Т, збільшується з впливом домішкових неметалевих елементів. Вільна енергія утворення сполук алюмінію з азотом незначна, і при наявності в сталях незв'язаних домішок азоту можливе виникнення дисперсної фази або тонкого шару нітриду на поверхні. Роль якого полягає в гальмуванні дифузії елементів покриття в основу і навпаки.

При алітуванні утворюється багатошарове покриття складного фазового складу, що залежить від умов і способу насичення. Залізо в незначній мірі розчиняється в алюмінії при 640-650 °С і становить менше 0,06 %. Алюміній має значну розчинність в α-залізі, розширюючи область його існування, і замикає область γ-заліза. В діапазоні температур, прийнятих для отримання дифузійних покриттів, розчинність алюмінію в залізі при кімнатній температурі становить 32,0 %, а при 1230 °С – 35,0 % [17, 18].

Алюміній із залізом утворює ряд інтерметалідних сполук або твердих розчинів на їх основі: FeAl₃; Fe₂Al₅ ; FeAl₂; FeAl і Fe₃Al. Значення теплоти утворення цих сполук мало відрізняються між собою і знаходяться у межах 6,1-6,7 ккал/г·атом [18-20].

Всі перераховані фази можуть утворюватись в практично застосовуваному температурному інтервалі 800-1200 °С при різних способах насичення (газовий, парофазний, рідинний). Фази FeAl₃, Fe₂Al₅ і FeAl₂ крихкі, їхня мікротвердість при кімнатній температурі знаходяться в межах 910-1150 кг/мм² [3]. Зі збільшенням вмісту заліза пластичність FeAl і Fe₃Al трохи зростає, величина мікротвердості становить відповідно 660 кг/мм² і 270 кг/мм².

Нікель в алюмінії практично не розчиняється, але можливе утворення інтерметалідних сполук NiAl₃, Ni₂Al₃ та упорядкованої α-фази NiAl. Ряд інтерметалідних сполук з алюмінієм може утворювати також і хром СrА1₇, Cr₂А1₁₁. Таким чином, при насиченні алюмінієм сталі 12Х18Н9Т можливе одержання цілої гами сполук. У сполуці FeAl можливо часткове заміщення атомів заліза хромом і нікелем, що ускладнює дослідження фазової складової.

Визначено склад, будову і властивості шарів на сталі 12Х18Н10Т після алітування, яке проводили газовим методом в порошковій суміші 99%FeAl+1%NH₄Cl. Температура насичення змінювалася від 850 °С до 1000 °С, тривалість від 1 до 6 годин [1, 16].

Робота [21] присвячена дослідженням структури і кінетики росту дифузійного шару на нержавіючій сталі після алітування при 950 °С, впродовж 5 годин. Показано, що дифузійна зона складається з трьох шарів. Зовнішній світлий шар товщиною 7,0 мкм з мікротвердістю 4000 МПа є сполукою близькою по складу до FeAl. Вміст алюмінію становить 33,0 % по масі. Цей шар виникає в результаті дифузії атомів алюмінію в серцевину, а атомів заліза до поверхні з основи. Проміжний шар товщиною 50,0 мкм з мікротвердістю 3200 МПа має дисперсну структуру, яка складається з двох фаз: α-твердий розчин і включення алюмініду FeAl. Вміст алюмінію становить 16,5 % по масі. Внутрішній шар товщиною 33,0 мкм з мікротвердістю 2470 МПа складається із γ-твердого розчину. Вміст алюмінію становить 1,5 % по масі (рис. 1.1).

Локальним рентгеноспектральним аналізом також отримані криві пошарової зміни концентрації алюмінію і основних елементів в дифузійній зоні досліджуваної сталі після алітування при 950 °С впродовж 5 годин (рис. 1.1).

Рис. 1.1 – Розподіл елементів в сталі 12Х18Н10Т після алітування при 950 °С, впродовж 5 годин [21]

В процесі дифузії алюмінію спостерігається істотний перерозподіл концентрації елементів в сталі 12Х18Н10Т. В результаті якого концентрація заліза, хрому, нікелю (рис. 1.1) в поверхневих зонах зразків опиняється нижчою, ніж в початковому стані. В межах зовнішнього шару концентрація хрому зменшується до 7,0 % по масі, нікелю до 4,0 % по масі, а заліза до 46,0 % по масі [21].

Із зменшенням концентрації алюмінію по мірі віддалення від поверхні розчинність хрому і нікелю у сталі 12Х18Н10Т збільшується і досягає початкового значення на глибині близько 95,0 мкм. Слід звернути увагу на те, що зміна концентрації хрому, нікелю і заліза в межах проміжного шару підкоряється дуже складній залежності. На концентраційних кривих спостерігаються екстремальні значення концентрацій цих елементів на глибині 35,0 мкм. Концентрація нікелю збільшується до 18,0 % по масі порівняно з початковим значенням – 10,0 % по масі та зменшується залізо і хром відповідно до 50,0 % по масі і до 8,0 % по масі [21].

Зміну концентрації елементів в сталі 12Х18Н10Т переважно в межах проміжного шару, слід розглядати у зв'язку з процесом виділення дисперсної фази FеАl з твердого розчину при охолодженні сплаву з ізотерми дифузії. В результаті якого поблизу меж розділу фаз відбувається перерозподіл концентрацій між твердим розчином і хімічною сполукою FеАl [21].

Отримані дані пошарової зміни концентрації елементів показують, що зовнішній дифузійний шар не відповідає стехіометричному складу FеАl. Очевидно, зовнішній шар є твердим розчином нікелю і хрому на базі сполуки FеАl.

Дані пошарової зміни концентрації алюмінію сталі 12Х18Н10Т після алітування при різних температурах наведені на рис. 1.2.

Рис. 1.2 – Розподіл алюмінію в сталі 12Х18Н10Т після алітування при різних температурах: 1000 °С – (1), 950 °С – (2), 900 °С – (3), 850 °С – (4) [21]

Зміна концентрацій є типовою. В межах зовнішнього шару FеАl концентрація алюмінію майже не змінюється, проте вона, стрибкоподібно падає при переході до проміжного шару і плавно зменшується по мірі наближення до серцевинних зон. Концентрація алюмінію на поверхні зростає із збільшенням температури алітування. Температурна залежність зміни товщини зовнішнього і проміжного шарів для сталі 12Х18Н10Т після алітування підкоряється експоненціальному закону, а часова – параболічному [21]. Кінетика зростання товщини зовнішнього і проміжного дифузійних шарів після алітування сталі 12Х18Н10Т наведена на рис. 1.3 [21].

а	б
Рис. 1.3 – Вплив температури (а) та тривалості (б) алітування сталі 12Х18Н10Т при 950 °С, впродовж 5 годин на товщину проміжного (1) і зовнішнього (2) дифузійного шару [21]

Враховуючи, що алітуванню піддаються деякі з’єднання конструкцій, виготовлені з даних сталей, істотне відхилення коефіцієнта лінійного розширення від початкового після алітування було б небажане. Дослідження коефіцієнту лінійного розширення сталі 12Х18Н10Т в інтервалі температур 300-1000 °С при нагріві зразків у вакуумі показали, що коефіцієнти лінійного розширення після алітування від початкових відрізняються в незначній мірі.

В роботі [22] автори досліджували опір корозії нержавіючої сталі ТР347Н з алітованим шаром. Насичення алюмінієм проводили із твердофазного джерела поверхні нержавіючої сталі ТР347Н в камерній печі при 900 ºС впродовж 6 годин.

Титанування проводять з метою підвищення зносостійкості, жаростійкості, корозійної і кавітаційної стійкості мало-, середньо-, високо вуглецевих нелегованих і легованих сталей [1].

Для титанування контактним газовим методом застосовують суміш з 75%Ti, 24%Al₂O₃ і 1%NH₄Cl або суміш з 75%Ti, 20%Al₂O₃ і 5%NH₄Cl [21]. Товщина шару, отримана цим методом при 1050 °C, впродовж 16 годин складає 0,12 мм на сталі 12Х18Н10Т. За даними В.П. Шаповалова табл. 1.1.

Таблиця 1.1 – Кислотостійкість сталі 12Х18Н10Т після титанування [21]

Середовище	υкорозії., мм/години	Якість поверхні в балах
3 % водний розчин NaCl	0,5	6
5 % водний розчин HNO3	0,1	4
10 % водний розчин NaOH	0,05	4
20 % водний розчин винної кислоти	0,1	4

Вакуумному титануванню успішно піддають внутрішні поверхні промислових реакторів, діаметром до 1,2 м і висотою до 2,8 м, які слугують для виробництва губчатого титану магнійтермічним методом. Ці реактори виготовляють із сталі марки 12Х18Н9, і нерідко вони слугують джерелом забруднення титанової губки залізом. Титанування реакторів дозволило на перших циклах їх роботи знизити кількість відходів і підвищити чистоту отриманої титанової губки.

Хромування − процес дифузійного насичення поверхні металів і сплавів хромом [1, 23]. Хромуванню піддають вироби, які працюють:

а) в умовах зносу, в тому числі кавітаційного, і ерозії при низьких і високих температурах;

б) під напруженням або без нього при високих і криогенних температурах в середовищах, які викликають хімічну корозію;

в) під напруженням або без нього в середовищах, які викликають електрохімічну корозію;

г) на втому − механічну, термічну, корозійну;

д) в умовах дії магнітних і електричних полів.

Хромування легованої сталі [1, 23]. Елементи, які сприяють стабілізації α-фази, позитивно впливають на хромування сталі. Елементи стабілізатори γ-фази, навпаки гальмують дифузію хрому і погіршують хромування сталі. Таким чином, ванадій, ніобій, молібден, вольфрам і хром покращують хромування заліза і тим сильніше, чим менше розчинність елементу в γ-фазі. Марганець і нікель, навпаки погіршують хромування заліза і тим значніше, чим більше їх розчинено в γ-фазі.

Алюміній і кремній сприяють хромуванню, а нікель, мідь і марганець обмежують зустрічну дифузію вуглецю, також сприяють їй. Хром не впливає на швидкість хромування. Титан сприяє збільшенню швидкості дифузії хрому.

При насиченні легованих сталей хромом спостерігаються деякі складності. При одержанні хромових покриттів можливе утворення α-фази сполуки FeCr [23]. Ця фаза може утворюватися із аустеніту, оскільки її сполука близька до двофазної (α+γ) області. Значні ускладнення виникають при взаємодії хрому з вуглецем у покритті, що розчинений у сталях або перебуває в зовнішньому насичуючому середовищі. Як вже зазначали, одержання хромових покриттів без карбідної фази можливе тільки при одночасному зневуглецюванні поверхневих шарів сталевих виробів у процесі насичення хромом. Це можливо, коли зовнішнє середовище постачає вуглець вакуумним способом, розплавами натрію, літію, кальцію та інше.

Після хромування низьковуглецевої легованої сталі на її поверхні утворюється, як правило шар інтерметалідних з’єднань σ-фаза, яка надає дифузійному шару підвищену крихкість. Суттєвого впливу на структуру і властивості низьковуглецевої легованої нержавіючої, аустенітної сталі має метод хромування. Хромування цієї сталі неконтактним, рідким методами, а також в поровій фазі вакуумним способом не дозволяють отримати шар високої твердості. Після контактного хромування в порошках шар на цій сталі набуває підвищеної твердості. Це пояснюється тим, що хромування в порошках супроводжується дифузією не тільки хрому, але і азоту, який утворює з хромом тверді нітридні і карбонітридні фази.

З метою зменшення міцності схоплювання, а також підвищення міцності сталі 12Х18Н10Т, яка працює при високих температурах у вакуумі їх піддають хромуванню при 1050 °C впродовж 6 годин (табл. 1.2, 1.3).

Таблиця 1.2 – Вплив режиму хромування сталі 12Х18Н10Т на товщину шару [1]

Методи хромування	Марка сталі	Режим ХТО		Товщина шару, мм
		Т, °C	τ, години
Газовий, контактний спосіб	12Х18Н9	1050	6	0,16
	12Х18Н10Т			0,20
Газовий, неконтактний спосіб	12Х18Н10Т	1200	3	0,140
Рідкий спосіб	12Х18Н9		6	0,084

Таблиця 1.3 – Властивості сталі 12Х18Н10Т без покриття, після хромування при 1050 °С, впродовж 6 годин [1]

Вид обробки: Т, ºС; τ, години	Час до руйнування, τ, години	Відносне видовження δ, %	Відносне звуження ψ, %
Без покриття	28	28	31
Хромування: 1050; 6	36	88	33

Результати хромування при 1050 °С, впродовж 6 годин досліджені в роботі [1]. Дифузійна зона складається з трьох шарів. Зовнішній шар товщиною 8,0 мкм з мікротвердістю 10300 МПа є сполукою σ з вмістом хрому 34,2 % по масі. Проміжний шар товщиною 20,0 мкм з мікротвердістю 8800 МПа складається з двох фаз: α-твердий розчин і σ з вмістом хрому 30,1 % по масі. Внутрішній шар товщиною 10,0 мкм з мікротвердістю 2450 МПа складається із γ-твердого розчину з вмістом хрому 21,0 % по масі. (рис. 1.4).

Хромування призводить до перерозподілу концентрацій елементів в сталі 12Х18Н10Т (рис. 1.4). Показано, що в шарі значно зменшується вміст заліза і нікелю. Хромування зменшує схильність сплавів до повзучості.

Рис. 1.4 – Розподіл елементів на сталі 12Х18Н10Т після хромування при 1050 °С, впродовж 6 годин [1]

Алюмосиліціювання – процес одночасного або послідовного дифузійного насичення поверхні металів і сплавів алюмінієм і кремнієм. Застосовують переважно для підвищення жаростійкості і рідко для корозійної стійкості деталей (табл. 1.4) [1].

Авторами [24] було досліджено алюмосиліціювання сталі 12Х18Н9Т в пастах і суспензіях шлікерним способом. Нагрів здійснювався в пічній атмосфері. До складу насичуючої суміші входили: 85%Al+15%Si+зв’язуючі. Процес проводили за трьома режимами: 1) 1050 °С, 30 хвилин (товщина шару 100,0 мкм); 2) 950 °С, 15 хвилин (товщина шару 35,0 мкм); 3) 1100 °С, 8 годин (товщина шару 155,0 мкм).

Таблиця 1.4 – Жаростійкість сталі 12Х18Н9Т без покриття, алітованої і алюмосиліційованої при 1000 °C [1, 24]

Вид обробки: Т, ºС; τ, години	Склад насичуючої суміші, %	Збільшення маси, г/м2, за τвипроб ,години
		6	26	46	66	86	100	120	150
Без покриття	-	6,1	13,8	17,3	21,6	35,2	55,2	121,2	204,0
Алітування: 1100; 8	76Al2О3+19СаАl2 +AlF3	10,1	19,4	21,0	24,2	29,2	31,4	34,8	40,3
Алюмосилі-ціювання: 1100; 8	49Al2О3+34SiO2 +15Аl+2NaF	15,7	23,1	26,0	30,7	35,8	38,1	43,5	52,5

Як видно із таблиці жаростійкість алюмосиліційованих шарів на сталі 12Х18Н9Т мало поступається алітованим.

Хромоалітування (алітохромування або алюмохромування) – процес одночасного або послідовного дифузійного насичення поверхні металів і сплавів хромом і алюмінієм. Застосовують переважно для підвищення окалиностійкості і ерозійної стійкості деталей [1].

Автори роботи [25] для хромоалітування використовували газовий метод, при одночасному насиченні. До складу насичуючої суміші входили: 95%(50%FeAl+50%FeCr)+5%NH₄Cl. Процес проводили при температурі 1025 °С впродовж 10 годин. Фазовий склад покриття на сталі 12Х18Н9Т складається з твердого розчину хрому і алюмінію в α-залізі. Вміст хрому і алюмінію в покритті становить 33,0 % і 12,0 % по масі відповідно. Товщина отриманого шару становить 280,0 мкм з мікротвердістю 3000 МПа.

В роботі [26] автор досліджував хромоалітування у вакуумі на нікелевих та жароміцних сплавах. Встановлено, що хромоалітування підвищує довговічність лопаток турбін газотурбінних двигунів.

Автори [27] досліджували одностадійний процес хромоалітування лопаток газових турбін циркуляційним способом. Встановлені умови сумісного масопереносу хрому і алюмінію до поверхні жароміцного сплаву при одностадійному процесі хромоалітування. Показана можливість підвищення якості отриманих жаростійких покриттів. Встановлені способи, які дозволяють попередити утворення оксидних включень в покритті. Приведені результати порівняльних випробувань на жаростійкість зразків після хромоалітування циркуляційним і порошковим способами.

В роботі [28, 29] було досліджено хромоалітування циркуляційним способом охолоджуваних лопаток газотурбінних двигунів із жароміцного нікелевого сплаву ЖС6У. Проведено порівняльну характеристику товщини, фазового і хімічного складу покриттів, які нанесені по двохстадійній технології циркуляційним і порошковим способом.

Бороалітування – процес одночасного або послідовного дифузійного насичення поверхні металів і сплавів бором і алюмінієм (табл. 1.5). Застосовують переважно для підвищення жаростійкості та зносостійкості, іноді для корозійної стійкості [1]. Проводили в пастах і суспензіях шлікерним методом. Показано вплив складу пасти, яка містить аморфний бор і 2,0-10,0 % Al на товщину бороалітованого шару на сталі марки 12Х18Н9Т [24, 30]. Встановлено, що зі збільшенням вмісту алюмінію в пасті від 2,0 % до 10,0 % середня поверхнева мікротвердість шару на сталі 12Х18Н9Т при 1150 ºС, впродовж 1 години знижується від 18100 до 16000 МПа.

Таблиця 1.5 – Фазовий склад та деякі властивості сталі 12Х18Н9Т після бороалітування [1]

Вид обробки: Т, ºС; τ, години	Спосіб насичення	Склад насичуючої суміші, %	Фазовий склад	Мік-ро-твер-дість, МПа	Тов-щина шару, мкм
Бороаліту-вання: 1150; 1	нагрів в пічній атмосфері в контейнерах	90В+10Al	Fe2B; боридний аустеніт з включеннями Fe2B	16000	120,0-150,0
Бороаліту-вання: 950; 4	алюмінотермічний, роздільний, нагрів в пічній атмосфері з захисною пастою	48Al2О3+ 28В2O3+ 19Аl+5NaF(активна паста)	α-твердий розчин бору і алюмінію в залізі	-	42,0

Титаноалітування − процес одночасного або послідовного дифузійного насичення поверхні металів і сплавів титаном і алюмінієм. Використовують для підвищення жаростійкості, корозійної стійкості і зносостійкості [1]. Найбільш досконально процес титаноалітування вуглецевих сталей вивчають при насиченні алюмотермічним методом з порошків. В роботі [30] приведені результати досліджень на жаростійкість при 1000 °C алітованих і титаноалітованих шарів на сталі 12Х18Н9Т (табл. 1.6).

Таблиця 1.6 – Жаростійкість сталі 12Х18Н9Тбез покриття, алітованої і титаноалітованої при 1000 °C [1]

Вид ХТО	Збільшення маси, г/м2, за τвипроб ,години
	6	26	46	66	86	100	120	150
Без покриття	6,1	13,8	17,3	21,6	35,2	55,2	121,2	204,0
Алітування	3,2	20,5	35,5	47,0	56,4	63,0	71,0	83,2
Титаноалітування	10,1	19,4	21,0	24,2	29,2	31,4	34,8	40,3

Хромосиліціювання – процес одночасного або послідовного дифузійного насичення поверхні металів і сплавів хромом і кремнієм (табл. 1.7). Використовують для підвищення зносостійкості, жаростійкості, кавітаційної стійкості та корозійної стійкості в різних агресивних середовищах [1, 30, 31].

Таблиця 1.7 – Жаростійкість сталі 12Х18Н9Т при 1000 °C після хромування і хромосиліціювання (1100 °C, впродовж 8 годин) [1]

Склад насичуючої суміші, %	Товщина шару, мкм після		Збільшення маси, г/м2, за τвипроб, години:
			без обробки			хромування			хромосиліцію-вання
39Al2O3+12Al+ 40Cr2O3+7SiO2+ 2NH4Cl	Сr	Cr-Si	25	65	100	25	65	100	25	65	100
	105,0	80,0	14,0	22,0	55,0	17,0	35,0	44,0	17,0	29,0	40,0

На сталі 12Х18Н10Т хромосиліційовані дифузійні покриття не ефективні і кавітаційну стійкість не підвищують, а на легованих сталях перлітного та мартенситного класу навпаки. Хромосиліційовані покриття стійкі до висотемпературної газової корозії [1].

Хромотитанування – процес одночасного або послідовного дифузійного насичення поверхні металів і сплавів хромом і титаном (табл. 1.8). Використовують для підвищення окалино-, корозійно-, зносо- і кавітаційної стійкості [1]. Автори роботи [32] встановили, що при одночасному насиченні газовим методом хромом і титаном при 1100 ºС, впродовж 10 годин в порошковій суміші: 40%Cr+30%FeCr+13%Al₂O₃+15%Ti+2%NH₄I, збільшується товщина шару на сталі 12Х18Н9Т до 120,0 мкм з мікротвердістю 15000 МПа. При вмісті в суміші < 15,0 % титану протікає переважно хромування, а > 15,0 % титану – одночасне насичення хромом і титаном. Фазовий склад отриманого покриття α і γ-тверді розчини хрому, леговані титаном з включеннями (Cr,Fe)₂₃C₆. Вміст хрому становить 55,0 % по масі. Послідовне насичення сприяє отриманню якісних хромотитанованих шарів великої товщини, чим при одночасному насиченні. На першому етапі проводять хромування при 1100 ºС, впродовж 10 годин. В якості насичуючої суміші використовують порошки наступного складу 40%Cr+30%FeCr+28%Al₂O₃+2%NH₄I. На другому етапі проводять титанування при 900 ºС впродовж 10 годин. Для насичення використовують наступний склад порошків 98%Ti+2%NH₄I. Фазовий склад такого покриття буде складатися з Ti(Cr,Fe)₂ та (α+γ)-тверді розчини хрому і титану.

Таблиця 1.8 – Жаростійкість хромотитанованої сталі 12Х18Н9Т при 1000 °C, впродовж 100 годин [1]

Вид обробки: Т, ºС; τ, години	Склад насичуючої суміші, %	Збільшення маси, г/м2
Без покриття	-	205,0
Хромування: 1100; 8	40Al2O3+43,5Cr2О3+14,5Al+2NH4Cl	54,1
Хромотитанування: 1100; 8	38Al2O3+34Cr2О3+8,5Al+14,5TiO2+5AlF3	25,8

Боросиліціювання – процес одночасного або послідовного дифузійного насичення поверхні металів і сплавів бором і кремнієм. Застосовують для підвищення зносостійкості, іноді жаростійкості і корозійної стійкості [1].

Показано, що боросиліціювання є ефективним способом збільшення жаростійкості сталі 12Х18Н9Т [1].

Хромотитаноалітування – процес одночасного або послідовного дифузійного насичення поверхні металів і сплавів хромом, титаном, і алюмінієм. Застосовують для підвищення жаростійкості і ерозійної стійкості [1]. Процес проводять при 1100 ºС, впродовж 8 годин в алюмотермічній суміші оптимального складу. Товщина шару на сталі 12Х18Н9Т після хромотитаноалітування становить 370,0 мкм. Хромотитаноалітування значно підвищує жаростійкість сталі 12Х18Н9Т при 1000 °С впродовж 100 годин про це свідчить зміна маси і становить 44,0 г/м² в порівнянні з окисленням без покриття 205,0 г/м² [30].

Хромоалюмосиліціювання, хромоалітосиліціювання, алюмохромосиліціювання) – процес одночасного або послідовного дифузійного насичення поверхні металів і сплавів хромом, алюмінієм і кремнієм. Використовують для підвищення жаростійкості і ерозійної стійкості [1, 33]. Показано вплив хромоалюмосиліціювання при 1100 °С, впродовж 8 годин в алюмотермічній суміші на жаростійкість сталі 12Х18Н9Т при випробуваннях 1000 °С впродовж 100 годин. Зміна маси після хромоалюмосиліціювання становить 32,0 г/м² в порівнянні з окисленням без покриття 205,0 г/м². Хромоалюмосиліційований шар захищає сталь 12Х18Н9Т від окислення при 800-1000 °С [1, 33].

В роботі [34] наведені результати досліджень сталі 12Х18Н9Т після насичення, шляхом ізотермічного переносу маси, в розплавах легкоплавких металів натрію і кальцію. Можливість одержання дифузійних покриттів на сталі 12Х18Н9Т в розплаві з натрію досліджувалася при 900 °С, впродовж 25 годин. В ряду випадків час і температура варіювалися. В натрій вводилися добавки у вигляді порошку в кількості 10,0 % мас. Ампули виготовлялися зі сталі 12Х18Н9Т. У всіх досліджених системах виявлений перенос маси з утворенням покриття.

Відомо [35], що з метою підвищення експлуатаційних характеристик корозійностійких сталей досліджували системи дифузантів хром–алюміній, хром–титан, хром–кремній. Насичення проводили в порошкових сумішах на основі оксидів елементів, що насичували. Визначено залежність товщини, мікротвердості і фазового складу дифузійних шарів на зразках із сталі 12Х18Н10Т від складу сумішей і умов насичення.

Встановлено, що при вмісті в суміші до 30,0 % алюмінію по масі відбувається насичення сталей хромом. При 30,0-40,0 % алюмінію по масі має місце одночасне насичення сталей хромом і алюмінієм. При збільшенні концентрації алюмінію в суміші до 40,0 % по масі формуються алітовані шари та відбувається їх інтенсивний ріст, зі зменшенням мікротвердості. Алюміній, збільшуючи дифузійну рухливість хрому, сприяє зниженню його концентрації в поверхневій зоні шару.

Хромовані шари на зразках із сталі 12Х18Н10Т складаються з трьох основних зон, що включає дві підзони з лінією розділу. Поверхнева підзона являє собою фазу α`-твердий розчин заліза в хромі з включенням σ-фази. Друга підзона – тонкий прошарок σ-фази. Проміжна, найбільш розвинена – зона стовпчастих кристалів α-твердого розчину з включенням σ-фази. Максимальна мікротвердість шару 1100-1200 HV спостерігається в підзоні σ-фази, в зоні стовпчастих кристалів вона плавно знижується до 350-400 НV на межі шару з основою.

Хімічний склад сталі чинить істотний вплив на структуру дифузійних шарів. Формування хромованих дифузійних шарів супроводжується перерозподілом легуючих елементів. Аналіз концентраційних кривих свідчить про те, що формування шару супроводжується не лише дифузією атомів хрому в глибині шару сталей, але і в зустрічній дифузії атомів основи до поверхні, а також десорбцією атомів заліза і нікелю з поверхні.

При наявності в суміші менше 20,0 % двоокису титану на сталях формуються переважно хромовані шари, більше 50,0 % ТiO₂ – переважно титановані дифузійні шари. Введення в хромуючу суміш понад 10,0 % ТiO₂ призводить до збільшення товщини дифузійного шару за рахунок феритизуючого впливу титану.

При вмісті в суміші більше 20,0 % двоокису титану товщина шару різко зменшується, що пов'язано з утворенням інтерметалідного з'єднання ТiCr₂ стійкого при температурі насичення. Хромотитановані дифузійні шари формуються при 20,0-50,0 % ТiO₂.

Металографічно хромотитановані шари трохи відрізняються від хромованих. Проведені дослідження показали, що зовнішня зона хромотитанованих шарів складається з інтерметалідних з'єднань на основі Ті(Fе,Сr) з включеннями дрібнодисперсної α-фази, склад і розміри якої ростуть по товщині шару і досягають максимуму на глибині 15,0-20,0 мкм. мікротвердість зовнішньої зони складає 850-900 НV на поверхні, і 1100-1200 НV в підзоні переважного поширення α-фази. Концентрація хрому і титану на поверхні відповідно до 45,0-48,0 % і 12,0-14,0 % по масі. Із збільшенням відстані від поверхні вміст хрому в шарі плавно знижується. Максимальна концентрація титану в поверхневій зоні дифузійного шару, далі вона різко знижується.

При вмісті в сумішах від 10,0 до 20,0 % оксиду кремнію на сталі формуються хромосиліційовані дифузійні шари. їх поверхнева зона складається з α''-твердого розчину складу (Fe,Cr)₃Sі, силіцидів Сr₅Si, Cr₃Si і NiSi. При менше 10,0 % SіО₂ дифузійні шари мають типову структуру хромованого шару. Кремній, сприяє утворенню фериту, зміщує область поширення σ-фази в бік нижчого вмісту хрому, що призводить до деякого збільшення підзони α-фази в шарі. За наявності в суміші 30,0 % оксидів кремнію дифузійні шари були слабко протравлені, з чіткою межею розділу і великими порами, що виходять на поверхню. Із збільшенням концентрації кремнію кількість пор збільшувалася, межа розділу шар-матриця була відсутня. Пори в шарі були дрібними, витягнутими у напрямку дифузії. У матриці і на поверхні пор спостерігалися виділення силіцидів хрому і нікелю, що не травляться. Стан поверхні зразків при вмісті в суміші більше 30,0 % SiO₂ був незадовільним: спостерігалися пори, видимі неозброєним оком.

Поверхнева твердість дифузійних шарів із збільшенням концентрації в суміші кремнію, що насичує, знижується від 950-1000 НV в області хромування до 750 НV у силіційованих шарів. Твердість хромосиліційованих шарів в підзоні σ-фази була нижча, ніж у хромованих в аналогічній зоні.

Відомо з [36], що хромонікелеві сталі аустенітного класу, маючи досить високу корозійну стійкість, мають низьку зносостійкість, погану припрацьовуваність. Дифузійне насичення, змінюючи хімічний склад, структуру поверхневих шарів, істотно впливає на службові характеристики сталей.

Випробування на зношування при терті ковзання без мастила проводили на машині типу Шкода-Савина при початкових навантаженнях 5,0 і 10,0 Н, швидкості ковзання 2,2 м/с [36].

Досліджувалися процеси дифузійного хромування, хромотитанування, хромомарганціювання, хромосиліціювання, хромонікелювання і нікельхромування. Усі досліджувані типи дифузійних шарів значно підвищують зносостійкість корозійностійких сталей. Як характеристика ефективності процесів дифузійного зміцнення прийнято відношення зносу дифузійно-зміцнених сталей до тієї ж величини, отриманої для початкових матеріалів. За базу порівняння для оцінки відносної зносостійкості вибраний об'ємний знос на шляху тертя 800 м, що дозволяє враховувати знос, власне, дифузійних шарів без зносу основи. Таким чином, ряд зносостійкості (по її зростаючих значеннях) для шарів на сталі 12Х18Н10Т можна представити наступним чином: Сr+Ni→Сr→Сr+Si→Ni–Сr→Сr+Ti→Сr+Mn.

Збільшення тривалості випробувань чи навантаження призводить до зміни зносостійкості зміцнених сталей, що пов'язано зі значними відмінностями в товщині шарів.

За найбільш важких умов випробувань максимальну зносостійкість мають нікельхромовані сталі. Очевидно, що для деталей, технічна документація яких дозволяє експлуатацію їх при значеннях лінійного зносу більше 0,1 мм, найбільш доцільне застосування дифузійних шарів з можливо більшою товщиною шару.

Випробування на зношування при терті кочення з прослизанням проводили на машині СМЦ-2. Потрібно відмітити, що посилення умов випробувань наприклад, збільшення контактних навантажень, збільшення числа циклів вантаження, знижує ефективність застосування таких процесів дифузійного насичення, як хромонікелювання і хромомарганціювання.

В результаті дослідження впливу процесів дифузійного насичення на зміну коефіцієнтів тертя встановлено, що мінімальне значення мають хромосиліційовані і хромомідні дифузійні шари.

Випробування на корозійно-механічне зношування проводили в промислових умовах в середовищі окисленого циклогексану на втулках насосів типу NO100-26. Максимальну зносостійкість мають хромотитановані і нікельхромовані шари.

Розроблені промислові технології дифузійного насичення корозійностійких сталей. Дифузійному зміцненню піддається більше 30 найменувань деталей. Економічний ефект від впровадження в ГПО "Азот" більше 200000 pуб [36].

При розробці жаростійких покриттів для металів та сплавів необхідно враховувати дифузійну взаємодію покриття з основою при високих температурах експлуатації, отриманих методами хіміко-термічної обробки. При високих температурах буде відбуватися відведення алюмінію до зовнішньої сторони покриття, де він зв’язується в оксид Al₂O₃, а дифузія алюмінію в основу приводить до зменшення концентрації алюмінію в покритті. Таким чином ресурс захисних властивостей покриття зменшується. В роботах [37, 38] були розглянуті рекомендації щодо підвищення стійкості дифузійних шарів та запропоновано умови досягнення зменшення дифузійної взаємодії покриття з основою:

1. зниження швидкості дифузії елементів покриття в основу, за рахунок додавання відповідних легуючих елементів в насичуваний метал або сплав;

2. підбір матеріалу для покриття та основи, а також температурно-часових параметрів хіміко-термічної обробки з метою створення бар’єрних шарів на границі покриття-основа, які забезпечують стабільність всієї системи.

Остання умова технологічно зручна і економічно вигідна і тому є більш перспективною. При виборі матеріалу бар’єрного шару необхідно враховувати фізичні і фізико-хімічні властивості покриття, основи та бар’єрного шару, від яких залежить ефективність бар’єрного захисту. Оскільки бар’єрний шар наноситься на основу у вигляді покриття, то повинен відповідати таким умовам [38]:

1. формуватися у вигляді рівномірних, суцільних і непроникних шарів;

2. мати просту технологію отримання;

3. міцно зчіплюватися з основою в процесі експлуатації;

4. мати міцний хімічний зв’язок на міжфазній границі.

Вибір матеріалу для бар’єрного шару вивчений ще не до кінця. Для процесів титаноалітування та хромоалітування важливо враховувати те, що сполуки, які будуть використовуватися в якості бар’єру не взаємодіяли з насичуючими елементами та елементами основи.

В роботі [37] було виявлено позитивний вплив нікелевого шару в якості бар’єру, який суттєво сповільнює процес розчинення дифузійного алітованого шару на сталі 45 при високих температурах. Розчинення дифузійного шару супроводжується зменшенням його мікротвердості найбільш інтенсивно в поверхневих шарах. Підвищення стабільності алітованого покриття при наявності нікелевого бар’єру пов’язано з утворенням в дифузійному шарі упорядкованих сполук, що гальмують дифузійні процеси.

В роботі [38] в якості бар’єрного шару для сповільнення процесу дифузійного розчинення покриття дисиліцидів ніобію, молібдену і вольфраму були запропоновані боровані та боросиліційовані шари. Серед безкисневих тугоплавких з’єднань бориди тугоплавких металів найбільш близькі до силіцидів за структурою і властивостями. Крім того, вони найменш реакційно здатні по відношенню до тугоплавких металів. Застосування боридного бар’єрного шару може суттєво збільшити термін придатності дисиліцидних жаростійких покриттів на ніобії, молібдені і вольфрамі за рахунок гальмування процесу їх розчинення в металевій основі.

З аналізу літературних джерел, присвячених отриманню та дослідженню, однокомпонентних, двокомпонентних, трьохкомпонентних покриттів на сталі 12Х18Н10Т, показано можливість отримання зносо-, жаро- та корозійностійких шарів за різними технологіями хіміко-термічної обробки та ін.

В наш час відома велика кількість методів створення поверхневих захисних шарів: у вакуумі, газових і рідких середовищах. Дифузійні покриття, отримані хіміко-термічною обробкою, на відміну від покриттів нанесених іншими методами, відрізняються високим комплексом властивостей, стабільністю результатів, високою адгезією з основою за рахунок значного проникнення насичуючих елементів в основу, а елементів основи в покриття.

Певний інтерес для дослідження має сталь 12Х18Н10Т аустенітного класу з помірною міцністю, високою пластичністю та хорошою корозійною стійкістю, яка знайшла широке використання в різних галузях машинобудування. При підвищенні жаростійкості поверхневих шарів з’являється можливість отримати новий матеріал з високими значеннями наведеної властивості та притаманними для сталі 12Х18Н10Т. Таким чином існує можливість підвищити комплекс властивостей сталі 12Х18Н10Т за рахунок формування на її поверхні твердих, жаростійких покриттів.

Відомо, що хромоалітовані покриття мають високу жаростійкість, яка може суттєво зрости за рахунок присутності бар’єрного шару. Роль бар’єрного шару полягає в гальмуванні процесу дифузійного перерозподілу елементів покриття і основи. В якості бар’єру використовують шари на основі нікелю, бору та кремнію. Крім того хромоалітовані покриття мають високу корозійну стійкість, зносостійкість.

Літературні дані, щодо методів отримання багатошарових дифузійних хромоалітованих покриттів з бар’єрним шаром нітриду титану ТіN, їх будови та властивостей мають обмежений характер. Нітрид титану практично не розчиняється в аустеніті при високих температурах, має певний запас жаростійкості, високу твердість, корозійну стійкість. Можна вважати, що присутність шару даної сполуки в покритті, зумовить підвищення жаростійкості хромоалітованих покриттів завдяки бар’єрним властивостям. Цілком можливе формування на сталі 12Х18Н10Т багатошарових дифузійних покриттів з бар’єрною складовою шляхом поєднання методів фізичного осадження з газової фази нітриду титану TiN з наступною дифузійною металізацією хромом і алюмінієм. Можна передбачити, що безумовний інтерес представляють покриття зі структурою, яка поєднувала б в собі високу мікротвердість та зносостійкість карбідів, нітридів, з достатньо високою жаростійкістю.

Дослідження фазового і хімічного складів, структури та властивостей багатошарових захисних дифузійних покриттів дозволить підійти до створення покриттів нового покоління.

Таким чином, розробка багатошарових дифузійних хромоалітованих покриттів з бар’єрним шаром нітриду титану ТіN на сталі 12Х18Н10Т, дослідження їх складу, структури, жаростійкості, корозійної стійкості та зносостійкості є актуальними і перспективними.