» » Силицирование железной металлокерамики
29.01.2015

Исследование кинетики формирования диффузионных слоев выполнено на образцах диаметром 10 мм и высотой 7 мм, спрессованных по упорному кольцу из железного броварского порошка и из восстановленного порошка стали ШХ15 (табл. 42). Для изготовления образцов использовались порошки с размерами частиц 0,01—0,16 мм. Спрессованные образцы подвергались спеканию в атмосфере диссоциированного аммиака при температуре 1060 °C в течение 2,5 час. Плотность образцов составляла 65, 75 и 85% от плотности компактных. Для сравнения одновременно с металлокерамическими образцами в совершенно идентичных условиях обрабатывались образцы компактного железа Армко. Образцы из указанных материалов силицировались при температурах 950, 1000, 1050 °C в течение 2, 4 и 6 час в следующих расплавах:
1) 80 % (2/3 Na2SiO3 + 1/3 NaCl) + 20 % Каси 1, размер гранул силикокальция 0,06—1,4 мм;
2) 90 % (2/3 Na2SiO3 + 1/3 NaCl) + 10 % Си 75, размер гранул ферросилиция 0,32 — 0,63 мм;
3) 50 % (65 % Na2SiO3 + 35 % SiC) + 50 % NaCl.
Полученные результаты приведены в табл. 43.
Силицирование железной металлокерамики

В случае насыщения из расплава с силикокальцием при 950 °C и выдержках 2 и 4 час на железе Армко образуются однофазные диффузионные слои, состоящие из кремнистого феррита. При всех остальных режимах силицирования образуются двухфазные слои, состоящие из α- и α'-фаз. При температуре 1050 °C и выдержках 4—6 час в структуре диффузионного слоя появляется третья η-фаза (Fe5Si3).
Силицирование железной металлокерамики

При температуре 1050 °C и времени насыщения 6 час в диффузионном слое металлокерамических образцов также появляется η-фаза, но содержание ее в слое невелико, и металлографически она не обнаруживается. После малых выдержек глубина силицированного слоя, определяемая металлографически, на металлокерамических образцах не превышает глубины слоя компактных образцов, а зачастую даже меньше. Это объясняется более плавным изменением концентрации кремния по глубине диффузионного слоя металлокерамических образцов и меньшей концентрацией с поверхности (за счет большей диффузионной подвижности атомов кремния в металлокерамике), чем на компактных образцах. Поэтому концентрация кремния, необходимая для γ→α-перестройки, в металлокерамических образцах достигается позднее. Истинная глубина слоя (глубина проникновения кремния) в порошковых образцах во всех случаях больше, так как под границей γ→α-превращения в них наблюдается зона значительной толщины с меньшей травимостью, чем сердцевина образца. При выдержках 4—6 час и температурах насыщения 950—1000°C глубина слоя на порошковых образцах на 15—25% больше, чем на компактных. В случае насыщения при 1050°C разница в глубине слоя на порошковых и компактных образцах снова практически исчезает. Это связано с тем, что диффузионный слой в этом случае растет в основном за счет сверхструктуры (α'-фазы), которая образуется не по диффузионной, а по химической кинетике. Аналогичные закономерности наблюдаются и при насыщении из расплава 90% (2/3 Na2SiO3+1/3 NaCl) + 10% Си 75. При температуре 950°C как на порошковых, так и на компактных образцах образуются однофазные (a-фаза) диффузионные слои. При всех других исследованных температурах на железе Армко образуются слои многофазные: α+α' или α+α'+η. Как и в предыдущем случае, η-фаза появляется при температуре силицирования 1050°C и времени насыщения свыше 4 час. На порошковых образцах многофазные диффузионные слои начинают образовываться при температуре 1000°C и выше и времени насыщения не менее 2 час. В случае насыщения при 950 и 1000°C и времени 4—6 час глубина слоя на порошковых материалах на 5—30% (в зависимости от режима силицирования) выше, чем на компактных. Следует заметить, что при одинаковых условиях насыщения относительное содержание химических соединений в диффузионном слое порошковых образцов, как правило, ниже, чем в компактных.
В случае силицирования из расплава
50 % (65 % Na2SiO3 + 35 % SiC) + 50 % NaCl

при всех исследованных режимах насыщения как на компактных, так и на порошковых образцах образуются только однофазные диффузионные слои кремнистого феррита (α-фаза). Эффект получения большей глубины слоя на порошковых материалах при постоянной температуре стабилен и увеличивается с повышением температуры процесса: при 950—1000°C он составляет 15—20%, а при 1050°C — 25—35%. Это объясняется тем, что при насыщении из расплава с карбидом кремния силицированный слой формируется по чисто диффузионной кинетике. Легирование железной металлокерамики хромом приводит к некоторому снижению глубины силицированного слоя.
Влияние пористости железной металлокерамики на глубину и фазовый состав силицированного слоя, полученного при температуре 1000°C (т=3 час), видно из табл. 44. Уменьшение плотности образцов приводит к увеличению глубины силицированного слоя. Для образцов с относительной плотностью 85, 75, 65% это увеличение составляет соответственно 5—8, 20— 30 и 45—60%.
В диффузионных слоях, полученных в расплавах 1 и 2, α'-фаза образуется на образцах с плотностью не ниже 85%, причем в компактных образцах она легко фиксируется металлографически.
Полученные результаты позволяют сделать заключение, что основную роль в ускорении процесса играют открытые поры, количество которых резко увеличивается с уменьшением плотности.
Силицирование железной металлокерамики

Качество поверхности силицированных изделий определяется плотностью металлокерамики и фазовым составом диффузионного слоя. Образцы с плотностью не ниже 85%, обработанные в любом из трех исследованных расплавов, имеют блестящую, серебристую поверхность, если основой диффузионного слоя является α-фаза. При образовании многофазных диффузионных слоев качество поверхности ухудшается. Образцы с плотностью 65 и 75% имеют после силицирования матово-серебристую поверхность.
Влияние силицирования на механические свойства металлокерамики видно из табл. 45. По сравнению с исходным состоянием силицирование повышает прочность и ударную вязкость металлокерамики. С целью разделения эффекта дополнительного спекания и влияния диффузионного слоя на механические свойства металлокерамики был проведен процесс ложного силицирования (нагрев в расплаве буры, раскисленной желтой кровяной солью).
Силицирование железной металлокерамики

Нагрев и выдержка в процессе силицирования приводят к дополнительному спеканию и повышению прочности и ударной вязкости металлокерамики, а формирование силицированного слоя, напротив, — к снижению указанных характеристик, однако первый процесс превалирует над вторым: и прочность, и ударная вязкость в результате силицирования по сравнению с исходным состоянием повышаются. При плотности металлокерамики 85—90% повышение прочности составляет 25—45%. Ударная вязкость увеличивается примерно в 1,5 раза.
Доказана возможность совмещения процесса спекания с процессом силицирования (табл. 45).
Полученные результаты свидетельствуют о том, что подлежащие силицированию изделия могут не подвергаться предварительному спеканию. По механическим свойствам после силицирования эти изделия не уступают предварительно спеченным, а зачастую даже превосходят их. Аналогичные закономерности наблюдаются и при других видах химико-термической обработки: борировании, цементации, хромосилицировании. Глубина слоя на предварительно неспеченных образцах была на 30—40% большей, чем на спеченных. Качество диффузионного слоя не ухудшилось.
Силицирование железной металлокерамики

Силицированная металлокерамика имеет повышенную коррозионную стойкость (табл. 46). В 10%-ных водных растворах кислот HCl, H2SO4 и HNO3 коррозионная стойкость металлокерамики (γ=85%) повышается соответственно в 2,7; 3,5; 2,3 раза. Эффект повышения коррозионной стойкости в 10%-ном водном растворе едкого натрия заметно меньше (20%), что можно отнести за счет меньшей агрессивности указанной среды. Разрушение металлокерамики происходит непосредственно под диффузионным слоем в результате проникновения агрессивных сред через диффузионный слой по порам. Силицированный слой после испытания в течение 72 час во всех агрессивных средах сохраняется. Механизм коррозионного разрушения электрохимический. С повышением плотности металлокерамики защитные свойства диффузионного слоя возрастают. Следовательно, в случае силицирования высокоплотной металлокерамики (γ=90% и выше) эффект повышения коррозионной стойкости будет большим.
При необходимости повышения коррозионной стойкости металлокерамики с относительной плотностью 85% и ниже можно рекомендовать сквозное силицирование или сочетание процесса силицирования с другими методами обработки, устраняющими пористость диффузионного слоя, например применение комбинированных методов обработки: силицирование+пропитка, гальваническое осаждение металла+силицирование и т. д.
Силицированная металлокерамика устойчива против атмосферной коррозии. После хранения силицированных образцов в течение 4—5 месяцев на воздухе следов коррозионного разрушения поверхности и глубинных слоев металлокерамики не обнаружено.
Силицирование повышает окалиностойкость железной металлокерамики до температур порядка 700°С (табл. 47). При 850°C окалиностойкость силицированной и несилицированной металлокерамики практически одинакова.
Жидкостные методы насыщения при химико-термической обработке металлокерамических изделий, как правило, не применяются. В ряде работ имеются утверждения, что насыщение из расплавов для металлокерамики неприменимо, так как расплав, проникая внутрь металлокерамики по порам, может вызвать ее коррозию и преждевременный выход изделий из строя.
Силицирование железной металлокерамики

Проведенные авторами исследования свидетельствуют о необоснованности этого утверждения. Образцы, подвергнутые различным видам химико-термической обработки в расплавленных средах, выдерживались в течение 4500 час в эксикаторе и подвергались внешнему осмотру, металлографическому анализу и механическим испытаниям.
Следов коррозионного разрушения как с поверхности, так и внутри металлокерамических образцов не обнаружено. Механические свойства металлокерамики также не понизились. При исследовании образцов, хранившихся в течение того же времени на воздухе, получены аналогичные результаты. Следовательно, некоторые жидкостные методы насыщения могут с успехом применяться для химико-термической обработки металлокерамических изделий.