книги из ГПНТБ / Многокомпонентные диффузионные покрытия

Сг20 з, f = 1100°C, т = 3 ч, х240):

а—армко-железо; б—сталь 45

в расплав в виде гранул размером 0,32—1,6 мм в количестве 10—12% (от веса расплава). При меньшем содержании силикокальция в расплаве скорость формирования и равномер­ ность покрытия уменьшаются. Введение больших количеств силикокальция приводит к повышению вязкости расплава. С повышением температуры процесса размер гранул, как пра­ вило, должен увеличиваться. В интервале температур до 1000°С следует использовать силикокальций фракции 0,32—

Рис. 84. Влияние плотности тока на глубину хромосилицированных слоев

1,6 мм. Последний вывод основан на наблюдениях авторов и нуждается в экспериментальном подтверждении. Данные по влиянию состава расплава на глубину слоя при жидкостном хромосилицировании приведены в табл. 60 [323]. Там же при­ ведены сравнительные данные по электролизному хромосилицированию. По скорости формирования слоя жидкостный про­ цесс мало уступает электролизному. При изучении строения и фазового состава диффузионных слоев после электролизного и жидкостного хромосилицирования также установлена практически полная аналогия (рис. 85). Для промышленного применения может быть рекомендован расплав, содержащий

15% Сг20 3.

По стоимости жидкостный способ хромосилицирования находится на уровне описанных ранее способов. Технологи-

203

ческие преимущества этого способа по сравнению с газовым и электролизным хромосилидированием очевидны.

Влияние температуры насыщения (т=10 ч) на глубину слоя при хромосилицировании армко-железа' из порошков хрома, кремния, окиси алюминия и хлористого аммония опи­ сано в работе [336]. В работе [283] газовое хромосилицирование стали 30 осуществлялось при температуре 1000°С в течение 8 и 24 ч. Столь ограниченные данные не позволяют оценить влияние указанных факторов на кинетику формиро­ вания диффузионных слоев при насыщении из порошков ме­ таллов или ферросплавов и из газовой фазы и провести ана­ логию между этими способами хромосилицирования и элек­ тролизным и жидкостным хромосилицированием. Поэтому

Рис. 85. Микроструктуры хромосилицированцых слоев:

204

ограничимся описанием результатов, полученных при хромосилицировании из расплавленных сред .и из порошков окис­ лов.

Скорость формирования диффузионных слоев при элек­ тролизном хромосилицировании изучалась на армко-железе и сталях 20, 45 и У8 при температурах 1000, 1050 и 1100°С [78]. Время насыщения изменялось от 1 до 5 ч. Хромосилицирование проводилось в расплавах

(90%NaaSiOs + 10%Сг20 3) -f 10 — 20%NaCl, (85%Na2Si03 -j- 15%Сг20 3) -j- 10 — 20%NaCl

при плотности тока электролиза 0,3 а/см2.

Приведенные на рис. 86—88 результаты свидетельствуют о более сложных по сравнению с однокомпонентными покры­ тиями закономерностях формирования хромосилицированного слоя.

В случае насыщения из расплава с 15% Сг20 3 глубина слоя монотонно увеличивается с увеличением времени и тем­ пературы процесса. Однако зависимость между глубиной слоя и температурой насыщения далека от экспоненциальной

(рис. 86).

Рис. 86. Зависимость глубины слоев от температуры и времени хромосилицирования (15% Сгг03):

а—армко-железо; б—стали 45 (/) и У8 (//)

205

При хромосилицировании из расплава с 10% Сг20 3 в ин­ тервале температур 1000—1050°С глубина слоя увеличивает­ ся, а при более высоких температурах процесса падает (рис. 87). Аналогичная зависимость наблюдается при насы­ щении из порошков окислов (рис. 88). Авторы [336] связыва­ ют отмеченную закономерность изменения глубины слоя с изменением соотношения диффундирующих элементов при повышении температуры в сторону увеличения количества мед­ ленно диффундирующего хрома. С меньшей скоростью диф-

Рис. 87. Влияние температуры и времени хромосилицирования на глубину слоев. Обозначения те же, что и на рис. 86 (10% Сг20 3)

фузии хрома по сравнению с кремнием и связывается умень­ шение глубины слоя. Повышение концентрации хрома при прочих равных условиях действительно должно привести к замедлению скорости роста диффузионного слоя, но по не­ сколько другой причине: хром уменьшает растворимость кремния в a -фазе, а это в свою очередь приводит к резкому уменьшению коэффициента диффузии кремния. По данным [339], уменьшение концентрации кремния от максимально

206

возможной до минимальной приводит к уменьшению коэффи­ циента диффузии кремния в a -фазе в 20 раз.

Однако такой подход к объяснению температурной зави­ симости роста хромосилицированного слоя является, по-ви­ димому, слишком упрощенным. При повышении температуры хромосилицирования в расплаве с 15% СГ2О3 абсолютная концентрация медленно диффундирующего элемента, т. е. хрома, также повышается, тем не менее глубина слоя с ро­ стом температуры монотонно увеличивается.

Рис. 88. Влияние температуры насыщения на глубину слоя при хромосилицировании в алюминотермической смеси (т=8 ч):

1—армко-железо; 2, 3 и 4—стали 20, 45 и У8. Со­ став смесй: 98% 140% АІ2О3+60% [20% А1+80% (85% Сг2Оз+15% Si02)] }+2% NH,C1

Фиксируемая под микроскопом глубина хромосилициро­ ванного слоя (от поверхности до границы фазовой перекри­ сталлизации) определяется скоростью диффузии хрома и кремния в a-фазе, абсолютными значениями и соотношением концентрации этих элементов в диффузионном слое.

При изменении температуры:

1)изменяются предельные концентрации хрома и крем­ ния, при которых происходит выклинивание у-области, при­ чем это изменение, исходя из двойных систем Fe—Cr и Fe— Si, происходит по довольно сложному закону и по-разному для различных соотношений хрома и кремния;

2)по-разному изменяются коэффициенты диффузии хро­ ма и кремния;

3)изменяются скорости образования активных атомов хрома и кремния и скорость их доставки к насыщаемой по­ верхности;

4)изменяются абсолютные значения концентраций и соот­ ношение между количеством диффундирующих атомов хро­ ма и кремния, это в свою очередь приводит к изменению пре­ дельных концентраций, вызывающих фазовую перекристал­ лизацию, а также к изменению скорости диффузии каждого из элементов.

Проанализировать влияние перечисленных факторов на глубину хромосилицированного слоя при различных темпера­

207

турах без специальных исследований не представляется воз­ можным. Установленная для расплава с 10% Сг20 3 темпера­

Фазовый состав диффузионного слоя контролировался с помощью металлографического и ретгенографического анали­ зов. На армко-железе при всех исследованных режимах насы-

Рис. 89. Влияние условий насыщения на глубину хромосилицированного слоя на армко-железе:

1—2 ч, 2—4, 3—6 ч

щения диффузионный слой представлял собой a -твердый раст­ вор хрома и кремния в железе.

Фазовый состав диффузионного слоя на сталях зависит от условий насыщения. В случае хромосилицирования в рас­ плаве с 15% Сг20 3 на сталях (45 и У8) наблюдается следую­ щая последовательность в расположении фаз (от поверхности вглубь): Сг2зС6->Сг7Сз^-а-твердый раствор. С изменением температуры хромосилицирования изменяется лишь относи­

онный слой состоит из a -фазы и небольшого количества кар­ бида Сг23С6. При температуре 1100°С строение диффузионно­ го слоя аналогично описанному выше для расплава с 15%

Сг20 3.

Приведенные выше результаты (см. рис. 86, 87) позволяют оценить влияние углерода на глубину хромосилицированно­ го слоя. При насыщении из расплава с 15% Сг20 3 увеличе­ ние содержания углерода до 0,4% приводит к резкому сниже­ нию глубины хромосилицированного слоя, а дальнейшее повышение — к некоторому росту (рис. 90, б). Подобный ха­ рактер изменения глубины слоя обусловлен его фазовым со­ ставом. В сталях с содержанием углерода выше 0,2% основ­ ной структурной составляющей слоя является карбидная зона, а зона a -твердого раствора невелика по толщине. С уве­ личением содержания углерода в стали образование карбид­ ной зоны облегчается, что приводит к некоторому увеличению ее толщины.

208

На стали 20 большая толщина диффузионного слоя по сравнению со сталями 45 и У8 обусловлена более развитой зоной a-твердого раствора. При хромосилицировании из рас­

образуется значительно меньшее количество активных атомов хрома, недостаточное для образования значительных по тол-

Рис. 90. Влияние содержания углерода в стали на глубину хромосилициро-

щине карбидных слоев, и поэтому доля карбидной зоны в об­ щей толщине слоя невелика. Толщина ее практически не из­ меняется с именением в стали содержания углерода.

Полученные результаты проверены на цементированных образцах армко-железа по методике, описанной в работе [340]. Хродоосилицирование проводилось при температуре '1100 °С в течение 3 ч из расплава с 15% Сг20 3. Результаты ис­ следования представлены на рис. 91. Сделанные ранее выво­ ды полностью подтвердились.

Применение более совершенной методики исследования влияния углерода на глубину диффузионных слоев позволило уточнить некоторые закономерности структурообразования при хромосилицировании сталей. Толщина a -фазы резко уменьшается в интервале концентраций 0,05—0,2% С и далее практически не изменяется. Образование карбидной фазы на­ чинается уже при содержаниях углерода 0,07—0,08%. Даль­ нейшее увеличение содержания углерода до 0,2% приводит к увеличению толщины и сплошности карбидной зоны. В ин­ тервале концентраций от 0,3 до 0,8% С толщина карбидной зоны практически не изменяется и далее снова увеличивается.

Микротвердость карбидной зоны повышается от 1360 кГ/мм2 при 0,2% С до 1700 кг/мм1 при 1,0% С. Перегиб на

кривой в интервале концентраций 0,4—0,6% С, вероятно, свя­ зан с формированием второй карбидной фазы. Сделанное выше предположение хорошо согласуется с результатами влияния углерода на структурообразование при диффузион­ ном хромировании [101, 341]. При хромировании сталей с низким содержанием углерода (0,15—0,25% С) на поверх­ ности формируется карбидный слой, состоящий из одной кар­ бидной фазы (Cr, Fe)7C3 или (Cr, Fe^C e в зависимости от условий насыщения, а при хромировании сталей, содержащих

Рис. 91. Влияние содержания углерода в стали на глубину, фазовый состав и микротвердость фаз хромосилицированного слоя:

1 и 2—микротвердость слоя карбидов и твердого раствора а; 3 и 4—толщина зон а-гвердого раствора и карбидов 15% Сг2Оз, (=1100 °С

0,41 и 1,0% С, диффузионный слой состоит из двух карбид­ ных фаз (Cr, Fe)23C6 и (Cr, Fe)7C3. Микротвердость a -фазы уменьшается в области концентраций 0,05—0,2% и несколько повышается, начиная с 0,8% С. В интервале концентраций

0,2—0,8% С твердость a -фазы остается неизменной и равной

190—200 кг/мм2.

В зависимости ог метода и режима насыщения, содержа­ ния углерода и легирующих элементов в стали, хромосилицирование позволяет получать диффузионные слои с различным строением, фазовым составом и соотношением в них хрома и

кремния, обладающие различным комплексом физико-химиче­ ских свойств.

210

При электролизном и жидкостном хромосилицировании

a -твердого раствора хрома и кремния в железе. Поверхностная твердость такого слоя равняется 260—270 кГ/мм2. Распределе-

Рис. 92. Распределение микротвердо­ сти по глубине хромосилицированного слоя. Расплаве 15% СггОэ, t= 1100 °С,

т = 4 ч

стого аммония образуется диффузионный слой, состоящий из

переходных металлов имеют весьма узкие области гомоген­ ности, повышение твердости с увеличением содержания угле­ рода в стали нельзя объяснить изменением химического со­ става карбида Сг2зСб, а следует связать с увеличением тол­ щины слоя и абсолютного и относительного содержания в нем указанной фазы.

В случае насыщения сталей из расплава с 10% Сг20 3 при

мов хрома образуется слой a-твердого раствора с твердостью

250—450 кГ[мм2.

Хромосилицированные слои на армко-железе и низкоугле­ родистых сталях могут быть подвергнуты искусственному старению.