книги из ГПНТБ / Многокомпонентные диффузионные покрытия
..pdfтуры невелика, а количество вакансий в металлической и угле родной подрешетках примерно одинаково; каждый из компо нентов диффундирует по своей подрешетке [232]. При х = 0 у монокарбида ванадия появляются вакансии в металлической подрешетке и соответственно возможность диффузии атомов
металла, чего в дефектной по углероду структуре не наблюда лось [224].
Качественно аналогичная картина наблюдается в силици дах переходных металлов: сколько-нибудь подвижным эле ментом является только кремний [233].
Еще в большей мере это проявляется в соединениях, отли чающихся особой прочностью из-за чрезвычайно близкого сходства компонентов — соседей по периодической системе: в карбиде кремния, не имеющем пористости, практически не возможна диффузия ни углерода, ни кремния [234].
Бориды переходных металлов областей гомогенности, как правило, не имеют. Диффузия бора в них происходит по де фектам его подрешетки [54]; не установлено, может ли бор диффундировать также н по безусловно существующим ва кансиям металлической подрешетки, как в карбидах [235]. Следует отметить, что боридные и силицидные покрытия ча сто достигают за короткое время значительной толщины; по скольку одной дефектностью структуры это объяснить трудно (так как она сравнительно мала), следует вспомнить, что в слоях этих фаз сильно развиты границы зерен. Вероятно, гра ничная диффузия в формировании указанных покрытий игра ет весьма существенную роль.
Факт преимущественной диффузии по «собственным» под решеткам установлен также для азота в нитридах [236], ки слорода в тугоплавких окислах [237, 238] и водорода — в гидридах [239, 240]. Из всего сказанного вытекает общая за кономерность: диффузия по подрешеткам есть следствие вы сокой прочности межатомной связи в ряде соединений; реали зация такого механизма диффузии в более или менее «чистом виде» приводит к весьма малой диффузионной проницаемости фаз и малой глибине диффузионных слоев.
Для увеличения интенсивности насыщения следует со здать условия «диффузионного равноправия» обоим компо нентам фазы, например, путем повышения температуры на
сыщения или легированием слоя |
[241—244]. |
Необходимо |
также учитывать природу металла, |
образующего |
фазу: при |
одинаковом механизме диффузии в металлоподобных фазах, например титана, скорость диффузии ниже, чем в соединени
ях хрома или молибдена [245]. |
|
|
В последние годы |
появились новые сведения о природе |
|
металлоподобных фаз. |
Авторы |
[246] установили, что в фазах |
типа AB і_я, где А — ниобий |
или тантал, а В —углерод или |
90
азот, при достаточно большой величине х обнаруживается упорядоченное расположение вакансий в углеродной подре шетке. Такое явление—прямое указание на возможность су ществования тройных карбидных фаз, в том числе и в диффу зионных слоях. Взаимная растворимость в карбидах метал лов известна давно [247]. Однако лишь недавно обнаружены зачатки упорядочения типа ближнего порядка в ряде псевдобинарных карбидных систем, обладающих широкой взаимной растворимостью: ѴС—WC, NbC—TiC, NbC—WC и др. [248].
Весьма интересны данные авторов [249], в работах кото рых установлено, что в дефектах структуры монокарбидов титана и циркония могут упорядоченно располагаться ионы водорода. Кроме «карбогидридов», обнаружено существова ние «гидронитридов». Вопрос о «взаимозаменяемости» других неметаллов в тугоплавких соединениях пока остается откры тым: имеющиеся сведения разноречивы [250—252].
Наиболее однозначно мнение исследователей, по-видимо му, о боридах. В боридах железа другие неметаллы практи чески отсутствуют, несмотря на повышенную дефектность структуры диффузионного слоя; установлено также, что уг лерод практически не растворим в боридах ниобия, тантала, молибдена и вольфрама [253]. Сведений о тройных соедине ниях одного переходного металла с двумя неметаллами в ли тературе довольно много. Мы не останавливаемся подробно на анализе этих данных потому, что они, как правило, не от личаются достоверностью. Практически нет двух работ, све дения которых по тройным соединениям одной и той же систе мы совпадали бы, а свойства этих «тройных» соединений весь ма сходны со свойствами фаз базовых бинарных систем. При разработке комплексных диффузионных покрытий (по край ней мере в настоящее время) следует считать, что «взаимоза меняемость» металлов в металлоподобных фазах возможна при достаточной близости электронного строения этих метал лов, возможность же замены одного неметалла в металлопо добной фазе другим сравнительно мала или практически от сутствует. Вероятность образования в диффузионном слое тройных соединений с оригинальным типом кристаллического строения полностью не исключается, но она, по всей видимо сти, при обычных условиях насыщения не реализуется.
3. МЕТАЛЛИДНЫЕ ФАЗЫ
Наиболее часто одним из диффузантов при комплексном насыщении является ковалентный неметалл, а вторым—пере ходный металл. При этом в слое нйкогда не образуются сое
91
динения металла-диффузанта с насыщаемым, поскольку хи мическое сродство неметалл—металл всегда значительно сильнее. Однако в ряде случаев для диффузионного насыще ния применяются непереходные металлы (алюминий, цинк,
и др.) и возникает возможность образования их соединений, |
|
отличающихся по природе от металлоподобных. |
|
По современным |
представлениям [254], основным факто |
ром, определяющим |
возможность возникновения достаточно |
прочных соединений между переходными металлами, являет ся перераспределение d-электронов с целью максимального увеличения статистического веса атомов со стабильными электронными конфигурациями в атомах обоих компонентов.
Поэтому образование более или менее |
прочных соединений |
возможно только между металлами |
с N d ^ 5 и металлами с |
числом электронов на d-орбитах от б до 10. К тому же боль шинство из них являются сильными карбидообразователями и поэтому при насыщении сталей взаимодействуют не с желе зом или между собой, а с имеющимся в них углеродом [255]. Исключением являются фазы Лавеса, которые могут возни кать и между компонентами с близким электронным строени ем, но в системах переходных металлов они распространены мало.
Для диффузионного насыщения важно то, что эти соедине ния не отличаются высокой прочностью [256]. Поэтому рабо чие свойства слоя обеспечиваются не столько устойчивостью самого металлида, сколько концентрацией диффузанта и ха рактером его взаимодействия со средой, от которой покрытие должно защищать покрываемый металл. Например, при насы щении сталей алюминием покрытие защищает от высокотем пературной коррозии независимо от того, имеются ли в диф фузионном слое алюминиды или нет [257]. Наиболее прочные алюминиды образуют титан и ванадий, а также никель; ме таллы, находящиеся между ними, стойких алюминидных фаз не дают [258]. Следовательно, при насыщении металлов и сплавов металлами образование металлидов в слое возможно лишь в том случае, если другие диффузанты не в состоянии образовывать соединений более прочных (например, металло подобных) .
На базе интерметаллидов, так же как и металлоподобных фаз, возможно образование сложных (многокомпонентных) твердых растворов.
В некоторых системах даже встречается неограниченная взаимная растворимость интерметаллидов. Так, в работе [259] описан крайне редко встречающийся случай полной взаимной растворимости в соединениях с гексагональной структурой: Ni3Ti—Ni3Nb—Ni3Ta и структурой ОЦК: TiFe— TiCo—TiNi.
Установлено, что в тройных (и более сложных) системах перераспределения электронов при возникновении межатом ной связи могут быть настолько сложны, что предсказание свойств соединений на основе знания характера элементар ных компонентов, в какой-то мере возможное для бинарных систем, в данном случае оказывается совершенно невозмож ным. В тройных системах неприменимы и правила Курнакова о диаграммах состав — свойство: здесь не наблюдается ни плавных изменений свойств, ни тем более аддитивности.
По природе диффузионных процессов в соединениях на ос новании имеющихся сведений [260—262] можно сделать сле дующие обобщения: в пределе могут существовать три типа диффузии в соединениях:
1. Компоненты соединения |
электрохимически и по разме |
|
ру атомов весьма сходны (фазы Юм-Розери |
и близкие к |
|
ним); тип межатомной связи |
преимущественно |
металличе |
ский; возможна «взаимозаменяемость» атомов компонентов в решетке и диффузия практически по любой подрешетке. Диф фузионная подвижность компонентов довольно велика, твер дые растворы вычитания не образуются.
2. Компоненты соединения также сходны, но создают связь преимущественно ковалентного типа, т. е. это полуметаллы или неметаллы (соединения типа арсенида галлия, магниды, бериллиды, карбиды бора и кремния и др.). Возможны не большие отклонения от стехиометрического состава в ту и другую стороны с образованием твердых растворов вычита ния и диффузией по подрешеткам.. Скорость диффузии оп ределяется прочностью связи: в полуметаллических фазах диффузия интенсивнее, в неметаллических весьма затрудне на; в любом случае диффузионная подвижность много ниже, чем в фазах типа 1.
3. Компоненты фазы различны по природе (металлопо добные фазы). Отклонение от стехиометрического состава — часто довольно значительное—возможно только в сторону не достатка металла; скорость диффузии последнего (почти исключительно по «своей» подрешетке) может быть довольно велика. Скорость диффузии металла (только по металличе ской подрешетке) до температур, близких к точке плавления, весьма мала; механизм диффузии также вакансиониый.
4.ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ МЕЖДУ ФАЗАМИ
ВМНОГОКОМПОНЕНТНОМ ДИФФУЗИОННОМ СЛОЕ
При многокомпонентном диффузионном насыщении нали чие в диффузионном слое одной фазы — случай довольно ред кий. Более того, если понимать под определением «слой» всю
9 3
довольно глубокую зону, которая вследствие поступления диффузантов со стороны поверхности отличается от исходно го металла если не фазовым, то химическим составом, оказы вается, что однофазных слоев практически не существует. Поэтому необходимо хотя бы кратко остановиться на том, как эти фазы взаимодействуют в процессе роста слоя, претерпева ют взаимные превращения, как это отражается на оконча тельной структуре.
В работе [263] изложены основные принципы теории то-
похимических (твердофазных) реакций, |
применимые и к про |
цессам насыщения: |
Химические соедине |
1. П р и н ц и п н е п р е р ы в н о с т и . |
ния (фазы), образующиеся при любом топохимическом пре вращении, не могут взаимодействовать с исходными твердыми веществами при заданных условиях, т. е. равновесие реакции превращения вещества диффузионного источника в вещество слоя должно быть сильно сдвинуто в прямом направлении.
2. П р и н ц и п п о с л е д о в а т е л ь н о с т и . В химически сложном процессе последовательно образующиеся соедине ния (фазы) должны обладать нарастающей термической и тер модинамической устойчивостью и соответствовать нарастаю щей степени превращения.
Таким образом, из этого принципа прямо вытекает неиз бежность получения в слое всех фаз, имеющихся в диаграмме
состояния соответствующей системы, |
в порядке |
возрастания |
концентрации насыщающего элемента. |
Каждая |
из реакций, |
3. П р и н ц и п н е з а в и с и м о с т и . |
отличающаяся по механизму, может протекать в слое незави симо от того, протекают ли другие реакции.
Одно из основных разногласий в проблеме структурообразования дуффузионных слоев состоит в том, влияют ли особен ности механизма диффузии на фазовый состав слоя, т. е. отражается ли на количестве и взаимном расположении фаз в слое тот факт, что по степени равновесности своего состояния диффузионный слой все же существенно уступает диаграмме состояния. Изучение структур очень многих диффузионных слоев методами обычной металлографии показывает отсутст вие в них фаз, зафиксированных в диаграммах состояния; осо бенно ярко это, проявляется при многокомпонентном насы
щении.
Авторы работы [264] считают, что явление это закономер но: «отсутствие какой-либо фазы в диффузионном слое, несмотря на наличие этой фазы на равновесной диаграмме состояния, может быть обусловлено или очень малым коэффи циентом диффузии в этой фазе, или очень малой концентрдционной областью ее существования на равновесной диаг рамме».
94
Таким образом, утверждается, что причина «неполнофазности» слоя — тот же «диффузионный отбор», который является причиной возникновения морфологической и кристал лографической текстур. Однако при более внимательном рас смотрении вопроса оказывается, что диффузионный отбор, если он существует, должен привести к противоположному резуль тату: фаза с узкой областью гомогенности во избежание нару шения принципа неразрывности диффузионного потока долж на обладать не малой, а весьма значительной диффузионной проницаемостью [265].
Если к тому же учесть, что основной диффузионный поток в многофазном слое пропускается прежде всего не кристалли тами фаз слоя, а дефектными граничными объемами (т. е. диффузия зависит не столько от строения решетки в «идеаль ном» бездефектном состоянии, сколько от степени дефектности и влияющих на нее факторов, например температуры), то мож но утверждать, что при достаточной мощности диффузионного источника и достаточно благоприятных условиях диффузии в слое последний будет представлять собой полную совокупность всех фаз, входящих в равновесную диаграмму состояния. Тол щина же отдельных прослоек определяется не абсолютным значением коэффициента диффузии в них, а соотношением скоростей диффузии во всех (или по крайней мере смежных с ней) фазах диффузионного слоя. В подтверждение правиль ности изложенных выше положений приведем несколько при меров. В работе [266], производя диффузионное насыщение молибдена кремнием, авторы получили слой, состоящий из последовательно расположенных прослоек всех силицидов мо либдена. Показательно в данном случае и то, что глубина про слоек силицидов молибдена была тем меньше, чем ниже со держание кремния (МоБіг—80 мк; MosSi3—18 мк и Mo3Si—• 2—3 мк)-, это никак не согласуется с шириной интервалов гомогенности силицидов (интервалом гомогенности значитель ной величины обладает лишь MosSi3). Аналогичный результат получен при алитировании молибдена [267], силицировании титана [268] и т. д., а также в наших исследованиях при сили цировании и алитировании вольфрама и молибдена различны ми способами.
Одним из важнейших последствий неравновесности струк тур диффузионных слоев является их несплошность, в частно сти диффузионная пористость. Механизм возникновения диф фузионной пористости достаточно хорошо изучен и довольно подробно рассмотрен нами в монографии [121]. Поэтому оста новимся кратко лишь на результатах некоторых качественных наблюдений проявления данного эффекта в многокомпонент ных покрытиях. С первого взгляда кажется само собой разу меющимся, что увеличение числа элементов, одновременно
95
насыщающих металл, должно значительно увеличивать опас ность возникновения пористости. Однако в действительности склонность к образованию пористости при комплексном насы щении не увеличивается; более того, в многокомпонентных по крытиях часто поры не возникают даже в тех фазах, где при однокомпонентном процессе их появление считается неизбеж ным. Назовем ряд причин. Во-первых, в слое типа твердого раствора (в том числе и на базе химических соединений) уве личение числа его компонентов, как правило, уменьшает диф фузионную подвижность каждого из них (по крайней мере для переходных металлов при обычно применяющихся температу рах химико-термической обработки), поэтому соотношение скоростей диффузии изменяется в пользу наименее подвиж ного — насыщаемого металла.
Во-вторых, общая глубина многокомпонентных слоев ниже глубины слоя наиболее быстродиффундирующего элемента сложного диффузионного источника, а пористость проявляется только при достаточной глубине прослойки «пороопасной» фа зы. Наконец, при многокомпонентном насыщении общее число фаз в диффузионном слое обычно не больше, чем в «базовом» однокомпонентном слое, и вероятность возникновения пористо сти не увеличивается.
ЧАСТЬ ВТОРАЯ
ДВУХ- И ТРЕХКОМПОНЕНТНЫЕ ПОКРЫТИЯ НА ЖЕЛЕЗЕ
И СТАЛИ
Зак. 75
Г л а в а I
ДВУХКОМПОНЕНТНЫЕ ПОКРЫТИЯ С УЧАСТИЕМ АЛЮМИНИЯ
1. БОРОАЛИТИРОВАНИЕ
Одновременное насыщение металлов и сплавов алюминием и бором (бороалитирование) проводится с целью повышения износостойкости и жаростойкости, реже для повышения кор розионной стойкости в различных агрессивных средах.
В настоящее время апробировано в лабораторных услови ях три метода бороалитирования: бороалитирование в порош ках бор- и алюминийсодержащих веществ [24, 65, 269—271], в расплавах системы Na20 — А120з — В20з и А120з — В20з пу тем электролиза [80, 82, 128, 272] и в газовой фазе [273].
Одновременное насыщение железа и углеродистых сталей бором и алюминием в порошкообразных смесях, содержащих карбид бора, ферроалюминий (50% А1) и активаторы буру и хлористый аммоний, описано в работах [24, 65, 269—271]. Ферроалюминий может быть заменен алюминиевой пудрой с добавкой окиси алюминия в соотношении 1 : 5.
Насыщение проводится в контейнерах с плавкими затвора ми при температурах 800—1050 °С.
В качестве оптимального рекомендуется следующий ре жим бороалитирования: ^=1050°С, %—6 ч. Существенное влияние на результаты насыщения — глубину, строение и фа зовый состав слоя — оказывает состав насыщающей смеси
(табл. 5,6).
При бороалитировании в смеси, содержащей до 15% FeAl, диффузионный слой имеет характерное игольчатое строение и состоит из боридов FeB и Fe2B. Увеличение содержания фер роалюминия в смеси с 15 до 50% приводит к исчезновению бо рида FeB и появлению самостоятельной структурной состав ляющей твердого раствора алюминия и бора в a -железе. Бо роалитированные слои, полученные насыщением в смеси с 50% FeAl, состоят преимущественно из твердых растворов алюминия и бора в железе (наружная зона) и незначительно го количества боридов, граничащих с основным металлом.
7* |
99 |
Состав смеСИ, %
84%B4C+16%Na2B40 7 |
97%FeAl+ |
|
+3%Ш«С1 |
||
|
||
90 |
10 |
|
80 |
20 |
|
70 |
30 |
|
50 |
50 |
Состав смеси. % |
|
84%B4C+16%Na2B40 7 |
97FeAl+ |
+3NH4C1 |
|
1 0 0 |
0 |
90 |
1 0 |
80 |
2 0 |
70 |
30 |
60 |
40 |
50 |
50 |
40 |
60 |
25 |
75 |
0 |
1 0 0 |
Т а б л и ц а 5
Фазовый состав бороалитированного покрытия <110 0 °, 6 ч)
FeB, Fe2B, Fe3Al
Fe2B, Fe3Al, FeAl
Fe2B, FeAl
FeAl, Fe2B
|
|
Т а б л и ц а 6 |
Глубина |
бороалитированного слоя, |
|
|
мк (1050°, 4 |
ч) |
техническое |
сталь 45 |
сталь У8А |
железо |
||
397 |
362 |
325 |
386 |
356 |
327 |
361 |
335 |
305 |
318 |
287 |
262 |
286 |
259 |
2 2 1 |
245 |
227 |
199 |
247 |
218 |
2 0 2 |
290 |
273 |
244 |
375 |
340 |
318 |
Еще большее содержание FeAl в смеси увеличивает толщину наружной зоны слоя, а внутреннюю (боридную) уменьшает.
Микротвердость наружной зоны уменьшается по глубине диффузионного слоя в направлении к сердцевине изделия и составляет 450—330 кГ/мм2. Боридные фазы имеют высокую микротвердюсть (до 2200—2600 кГ/мм2).
Зависимость глубины слоя от содержания в смеси ферро алюминия имеет экстремальный характер: при содержании в смеси около 50% FeAl или 10—15% чистого алюминия на кри вой имеется минимум (рис. 5 а, б; 27).
Наличие указанного минимума объясняется следующим. Алюминий весьма в ограниченных количествах растворим в боридах железа, и, наоборот, бор почти нерастворим в алю-
минидных фазах (в том числе и а-растворе). Поэтому добавка любого из указанных элементов к шихте для монокомпонентного насыщения должна привести сначала к уменьшению его глубины, а затем и к нарушению сплошности. После чего на чинают формироваться фазы на основе второго элемента. На пример, добавка алюминия к борсодержащим веществам сна чала снижает глубину боридного слоя, так как алюминий
100