книги из ГПНТБ / Многокомпонентные диффузионные покрытия

Зависимость глубины хромоалитированных слоев на желе­ зе и углеродистых сталях от температуры и времени насыще­ ния показана на рис. 42.

На поверхности армко-железа образуется слой a -фазы, ле­ гированной алюминием, упорядоченного твердого раствора Fe3Al, легированного хромом, и a -твердого раствора хрома и алюминия в железе. На сталях 45 и У8, кроме зон карбидов (Сг, Ре)гзСб и (Сг, Ре^Сз, имеются зоны упорядоченного

Рис. 42. Влияние температуры и времени на глубину хромоалитированных слоев на армко-железе (1) и сталях 20 (2), 45 (3), У8 (4). Сг20 3/А1 = 70/30, A1F3=5% , АЬО3= 30%:

а— т = 8 ч, б— £=1100 СС

твердого раствора РезАІ, легированного хромом, и а-твердого раствора хрома и алюминия в железе.

При насыщении в смеси с 40% А1 на поверхности железа и сталей образуется зона упорядоченного твердого раствора FeAl, легированного хромом.

Как видно из рис. 43, легирование среднеуглеродистой (0,4% С) стали кремнием (до 1—2%), никелем (до 2%) и хромом (до 5%) способствует уменьшению глубины слоев. Микроструктуры хромоалитированных сталей 40 и 40X5 пред­ ставлены на рис. 44.

С помощью математического планирования экспериментов,

Газовое хромоалитирование малоуглеродистых сталей ис­ следовали А. Н. Минкевич и А. М. Борздыка [283]. Парогазо­

насыщения железа и аустенитных жаропрочных сталей хро­

121

мом и алюминием. Смесь порошков алюминия и хрома, обра­ ботанная концентрированной соляной кислотой с добавками NaCl и NH4CI, вводилась в реакционную камеру, в которой образовывалась парогазовая среда со взвешенными твердыми частицами. Концентрация алюминия и хрома на поверхности стали после аэрозольного насыщения была значительно мень­ шей, чем при насыщении в порошках элементов, ферроспла­ вов и в алюминотермических смесях.

Рис. 43. Влияние легирующих элемен­ тов на глубину хромоалитированных слоев стали с 0,4% С (^ = 1100 °С, т = 8 ч)

Ферритные диффузионные слои с плавным снижением кон­ центрации хрома и алюминия по глубине слоя были получены на стали Ст. 3 при хромоалитировании в вакууме [292]. Ис­ точником хрома и алюминия служил сплав хрома с алюмини­ ем следующего состава: Сг = 67,9%, А1= 20,4%, С = 0,06%, Fe — остальное. Образцы на специальных поддонах обклады­ вали равномерно со всех сторон кусками сплава размером

122

3—15 мм. После насыщения при 1200 °С в течение 5 ч концент­ рация хрома на поверхности составляла 45%, алюминия — 28%, глубина диффузионного слоя 1 мм.

Хромоалитирование жаропрочных никелевых сплавов ЖС6К, ЭИ867 и ЭИ929 с целью повышения их жаростойкости исследовали авторы работы [287]. Для одновременного насы­ щения сплавов хромом и алюминием был использован поро­ шок хромоалюминиевой лигатуры с добавкой 1—2 % хлори­ стого аммония, который предварительно прокаливали в элект­ рической печи. Подготовленная таким образом порошковая смесь может быть использована для насыщения 4—5 раз,, после чего при проведении каждого последующего процесса необходимо вводить в смесь по 5% свежей прокаленной лига­ туры для обеспечения стабильных результатов насыщения. Насыщение проводили в контейнерах с двойными крышками. По данным авторов, оптимальными составами смесей, обеспе­ чивающими получение качественных поверхностных слоев,, являются:

1)98%СгА1 : 2%NH4C1,

2)68% CrAl + 30% Д ІА + 2% NH4C1.

Наибольшая скорость роста слоев наблюдается в течение первых 6— 10 ч, после чего толщина слоев при температурах 1000 и 1100°С увеличивается незначительно. При 1200 °С ско­ рость роста диффузионных слоев остается высокой в течение

20 ч.

Хромоалитирование сплавов ЖС6К и ЭИ867 в порошковых смесях элементов исследовал Г. В. Земсков с сотрудниками [1, 20]. С повышением содержания алюминия в смеси глубина диффузионных слоев и микротвердость поверхности увеличи­ вались. Хромирование сплавов происходило в смесях, содер­ жащих до 3% А1, хромоалитирование — при содержании алю­ миния в смеси 3—50%.

Для насыщения хромом и алюминием в вакууме сплавов ЖС6К [291—293], ЖС6 и ЖСЗЛС [291] использовали хромо­ алюминиевую лигатуру в кусках размером 10—20 мм ( 10—

6 % А1, 50% А12Оз) [293].

В случае использования хромоалюминиевой лигатуры при 1180°С и выдержке в течение 4 ч на сплаве ЖС6К получен диффузионный слой глубиной 60 мк с концентрацией хрома и алюминия на поверхности 11 и 25% соответственно. Содержа­ ние алюминия плавно снижалось по глубине слоя, содержание хрома в поверхностной зоне было несколько меньшим, чем в сердцевине, и на глубине 30—40 мк повышалось до ~20% .

123-

Структура поверхностной зоны — сложнолегнрованный у- твердый никелевый раствор с большим количеством дисперс­ ных интерметаллидов №зА1 (или NiAl). Во внутренней зоне диффузионного слоя наблюдались крупные включения кар­

бидов.

По данным авторов работы [293], после хромоалитирова­

алюмииидами и карбидами в диффузионном слое присутство­ вал сложнолегированный твердый раствор.

Одновременное насыщение сталей и сплавов алюминием и хромом оказывает существенное влияние на их механические свойства при комнатной и повышенных температурах, на жаро- и эрозионную стойкость и другие рабочие свойства.

Микротвердость хромоалитированных слоев на сталях сравнительно невелика и составляет на поверхности стали Ст. 3 150 кГ[мм2 (при содержании хрома и алюминия 6 и 8% соответственно), 320—360 кГ/мм2 (при 12— 15% Сг и 15—24% А1) [292]. При небольших концентрациях хрома и алюминия на поверхности образцов механические свойства стали 20 ма­ ло отличаются от полученных на незащищенной стали; повы­ шение содержания хрома и алюминия приводит к снижению предела прочности и пластичности (табл. 19) [292].

Микротвердость хромоалитированных слоев на стали 45 с увеличением содержания алюминия в порошковой смеси от 5 до 50% возрастает от 300 до 700—750 кГ/мм2 и становится равной микротвердости алитированного слоя. Хромоалитиро­ вание так же, как и алитирование, снижает прочностные и пластические свойства, а также ударную вязкость стали 45 при одинаковой структуре сердцевины, полученной при ваку-

124

умном отжиге (табл. 20) [276]. Предел усталости в результа­ те хромоалитирования снижается, коррозионно-усталостная прочность при испытании в 3%-ном растворе NaCl несколько увеличивается.

Хромоалитированные слои на стали У8, полученные алюминотермическим методом, обладают более высокой износо­ стойкостью при сухом трении скольжения, чем сталь У8 в низкоотпущенном состоянии без химико-термической обработки.

Результаты испытаний на жаростойкость при температурах 800, 900 и 1000°С в течение 100 ч (табл. 21) свидетельствуют о более высоких защитных свойствах хромоалитированных слоев на армко-железе и стали У8 по сравнению с хромиро­ ванными и алитированными.

Легирование среднеуглеродистой стали хромом и кремни­

125

при температуре 1000°С после хромоалитирования, введение в сталь никеля ухудшает жаростойкость (рис. 45).

Защитный слой на поверхности углеродистой стали при высокой температуре частично окисляется, частично рассасы­ вается, что приводит к понижению концентрации насыщающих элементов в диффузионном слое. Как видно из табл. 22, со­ держание хрома в процессе испытаний на жаростойкость уменьшается значительно интенсивнее, чем содержание алю­ миния [292]. По данным авторов, хромоалитирование сталей

Рис. 45. Влияние легирующих эле­ ментов на жаростойкость хромоалитированных слоев на средне­ углеродистой (0,4%С) стали. Усло­ вия насыщения: /=1100 СС, т = 8 ч.

Условия испытаний: £ = 1000°С,

т=26 ч

Ст. 3 и Х18Н9Т менее эффективно повышает жаростойкость,

чем хромирование.

Результаты испытаний на жаростойкость при 1000 °С раз­ личных легированных сталей после хромирования, алитирова­ ния и хромоалитирования в алюминотермических смесях представлены в табл. 23. Для стали 20ХЗМВФ покрытия Сг и Сг—А1 не являются надежной защитой от окисления при 1000 °С, в то время как алитированный слой обладает непло­ хими защитными свойствами. Хромоалитированные слои на сталях 2X13 и ЗХ19Н9МВБТ обеспечивают лучшую жаро­ стойкость, чем хромированные и алитированные. На стали Х25Т хромирование, а на стали Х18Н9Т алитирование являют­ ся более эффективными защитными покрытиями, чем хромо­ алитирование.

Т а б л и ц а 22

126

Таким образом, одновременное насыщение хромом и алю­ минием сталей различных марок в некоторых случаях приво­ дит к получению более высокой жаростойкости по сравнению с однокомпонентными покрытиями. Очевидно, для каждой стали необходимо подбирать оптимальные условия насыще­ ния, обеспечивающие максимальную жаростойкость при за­ данных условиях испытания. Оптимизация по жаростойкости покрытия может быть осуществлена с помощью метода мате­ матического планирования экспериментов.

Хромоалитирование рекомендуется применять при изго­ товлении лопаток стационарных газовых турбин, деталей выхлопных систем двигателей, жаровых труб, камер сгора­ ния и других деталей из аустенитных сталей в тех случаях, когда, кроме высоких механических свойств при рабочих тем­ пературах, требуются повышенная жаро- и эрозионная стой­ кость, хорошее сопротивление термическому удару [101, 284, 295].

Влияние хромоалитирования на механические свойства никелевых сплавов изучали авторы работ [291, 292]. Измене­ ние микротвердости по глубине диффузионного слоя опреде­ ляется распределением насыщающих элементов [292]. Мик­ ротвердость слоя вблизи от поверхности составляет ~600 кГ/мм2 и интенсивно снижается в направлении к сердцевине.

127

Т а б л и ц а 24

* Усредненные значения.

После хромоалитирования при 1180°С в течение 4 ч с пос­ ледующим отжигом для устранения остаточных растягиваю­ щих напряжений на поверхности предел прочности сплава ЖС6К при 975°С увеличивается более чем на 15%, пластиче­ ские свойства несколько снижаются (табл. 24) [291, 292]. По сравнению с алитированием совместное насыщение хромом и алюминием способствует еще большему повышению прочности при значительном снижении пластичности.

При испытаниях на длительную прочность установлено по­ ложительное влияние отжига при 950 °С в течение 6 ч после хромоалитирования. Такая обработка значительно увеличи­ вает среднее время до разрушения образцов при а = 20 кГ/мм2, практически не изменяя минимальное время до разрушения образцов. Отжиг при 1210 °С в течение 3,5 ч после хромоалити­ рования, а также алитирование с последующим отжигом при 950 °С в течение 6 ч уменьшали время до разрушения образ­ цов (табл. 25) [291].

128

Авторы [291] отмечают также, что хромоалитированный сплав ЖС6К имеет более высокую циклическую прочность при рабочей температуре, чем алитированный.

В работе [296] приведены результаты натурных испытаний при 750 °С хромоалитированных в вакууме лопаток турбины двигателя ВК-1А, изготовленных из сплава ХН77ТЮР (ЭИ437Б). Испытания показали, что после хромоалитирова­ ния лопатки по прочностным свойствам становятся более од­ нородными. Авторы связывают улучшение однородности проч­ ностных свойств лопаток с устранением неоднородности по­ верхностного слоя лопаток, наблюдающейся после обработки резанием и полировки, в результате диффузионного насыще­ ния. Кроме того, понижение выносливости во время работы лопаток на двигателе у хромоалитированных лопаток значи­ тельно меньшее, чем у незащищенных. С увеличением продол­ жительности эксплуатации преимущество хромоалитирован­ ных лопаток становится более значительным.

Содержание хрома в поверхностном слое после работы хромоалитированных лопаток на двигателе в течение 1200 ч практически не изменилось, содержание алюминия уменьши­ лось с 12—15 до 9%. Следовательно, в поверхностном слое лопаток содержится достаточно высокое количество хрома и

центрация хрома и алюминия на поверхности хромоалитиро­ ванного сплава ЖС6К также снижается [292]. Особенно ин­ тенсивно уменьшается содержание алюминия (с 26 до 10,4% через 800 ч), содержание хрома при этом понижается с 12,2 до

9,0%.

По мнению большинства авторов [101, 291, 292 и др.], хрэмоалитнрованные покрытия на никелевых сплавах более эф­ фективно повышают жаростойкость, чем алитированные. По данным [291, 292], например, хромоалнтированные образцы сплава ЖС6К имеют на 15—20% большую жаростойкость при 980 °С, чем алитированные.

После хромоалитирования и отжига при 950 °С, 6 ч и 2210 °С, 3 ч сплав ЖС6К обладает лучшей стойкостью про­ тив термического удара по сравнению с хромоалитированным и ненасыщенным, термически обработанным по стандартной технологии [291].

Таким образом, жаропрочные сплавы на никелевой осно­ ве с хромоалитированными слоями могут быть использованы при изготовлении лопаток и других ответственных деталей газотурбинных двигателей.

3. А Л Ю М О С И Л И Ц И Р О В А Н И Е

Одновременному насыщению алюминием и кремнием под­ вергают углеродистые и легированные стали [102, 297—300], жаропрочные сплавы на никелевой основе [50, 289, 301—301, 312], тугоплавкие металлы и их сплавы [294, 307—310], а также медь [286, 305, 306]. Основная цель применения алюмо-

методы насыщения в порошковых смесях элементов или фер­ росплавов [289, 297, 302—304, 307, 308], в расплавах на осно­ ве алюминия и кремния [294, 299, 300, 309, 311]. Исследованы в лабораторных условиях алюминотермический способ порош­

Для осуществления алюмосилицирования в порошках мо­ гут быть использованы также алюминотермические смеси, ис­ точником кремния в которых служит окись кремния (прока­ ленный бентонит) [102]. Содержание алюминия в таких сме­ сях должно быть больше необходимого для восстановления кремнезема. Кроме того, в состав смеси входят окись алюми­ ния и фтористый натрий.

На рис. 10, е показано влияние соотношения А1 и БіОг на глубину диффузионных слоев на армко-железе и стали 45. Зависимость эта имеет сложный характер. Чистое силицирование происходит в смесях с содержанием алюминия до 20%. Увеличение глубины слоев с повышением концентрации алю­ миния в смеси связано с возрастанием количества восстанавли­ ваемого кремнезема, а следовательно, и мощности диффузион­ ного источника кремния. Следует отметить, что глубина слоя растет преимущественно за счет образования на поверхности а'-фазы состава Fe3Si, диффузионная подвижность кремния в которой очень высока. Глубина слоя кремнистого феррита

водит к образованию двухкомпонентного покрытия. Уменьше­ ние глубины слоя при переходе от силицированных к алюмосилицированным покрытиям связано с образованием на поверхности тройного a -твердого раствора. Дальнейшее повы­ шение содержания алюминия в смеси способствует увеличе­ нию глубины диффузионных слоев, что связано, вероятно, с ростом мощности диффузионного источника алюминия и об-

130