Исследование структуры и состава покрытий

Проведено алитирование сплавов на основе Fe и Ni (10Х11Н23Т3МР, ХН32Т, ХН45МВТЮБР, ХН50ВМТЮБ, ХН65МВ) в расплаве алюминия, в том числе с использование энергии ультразвуковых колебаний. Подобраны оптимальные условия проведения алитирования, для получения равномерных сплошных бездефектных покрытий. Фазовый состав покрытий после алитирования сильно зависит от системы легирования. Показано, что на сплавах, содержащих Fe (10Х11Н23Т3МР, ХН32Т, ХН45МВТЮБР), формируются покрытия сравнительно меньшей толщины, чем на сплавах без Fe (ХН50ВМТЮБ, ХН65МВ). Установлено, что увеличение содержания Cr в составе сплава приводит к росту доли интерметаллида CrAl7 в составе исходного покрытия. Mo в составе сплава приводит к измельчению структуры покрытия, за счет формирования мелкодисперсной смеси фаз CrAl7+Mo5Al22 в алюминиевой матрице. Другие легирующие элементы (W,Ti,Nb) количестве входят в состав твердых растворов на основе алюминидов и не оказывают явного влияния на структуру покрытий после алитирования. Для исследованных алитированных сплавов предложена последовательность формирования структуры покрытий и рассчитаны математические зависимости толщины покрытий от температурно-временных параметров алитирования. Проведено исследование структуры алюминидных покрытий после стабилизирующей термической обработки, направленной на исключение из состава покрытия (Al) и снижение доли богатых алюминием интерметаллидов. Температура обработки в исследованном диапазоне 900-1100 °С оказывает влияние только на кинетику трансформации структуры покрытий, качественно последовательность трансформации остается неизменной. На основании этого оптимально проводить стабилизирующую термообработку при 1100 °С. Длительные высокотемпературные нагревы сопровождаются диффузией алюминия в подложку и элементов подложки к поверхности покрытия. В результате чего наблюдается закономерное снижение концентрации Al в поверхностных слоях покрытий. После длительных нагревов для покрытий на сплавах 10Х11Н23Т3МР и ХН32Т сохраняется слоистая структура, каждый из слоев которой состоит из алюминида β(Fe,Ni)Al или двухфазной нанодисперсной смеси β(Fe,Ni)Al и α(Fe) (или γ(Fe)) или α(Fe) и γ(Fe). Для сплава ХН45МВТЮБР наблюдается снижение дисперсности покрытия за счет коагуляции включений, представляющих собой богатые хромом алюминиды или твердый раствор на основе (Cr). Для сплавов ХН50ВМТЮБ и ХН65МВ сохраняется дисперсная структура покрытий, при этом состав покрытия упрощается до матрицы из NiAl с включениями твердого раствора на основе (Cr). Сформулирован механизм и условия формирования диффузионного барьера по границе алюминидного покрытия с подложкой. Установлено, что для исследованных сплавов формирование диффузионного барьера, представленного в виде реакционной зоны с богатыми Cr (>80 ат.%) включениями, возможно только для сплавов, не содержащих Fe. В случае сплава ХН50ВМТЮБ, за счет более сложной системы легирования богатые Cr включения имеют сглаженную форму и концентрируются не только в приграничной области, но также распределены в объеме покрытия и на небольшой расстоянии в подложке, что обеспечивает стабильность структуры покрытия. В случае сплава ХН65МВ, богатая Cr область со следами диффузионной пористости сконцентрирована у границы, а включения имеют игольчатую форму, что в итоге приводит к отслоению покрытия на ранних стадиях высокотемпературных нагревов. Показано, что окисление алюминидных покрытий сопровождается образованием оксидной пленки, состоящей из α-модификации Al2O3, которая начинает свой рост с локальных участков, увеличивающихся в размерах и объединяющихся в сплошной слой по мере увеличения времени взаимодействия покрытия с кислородом. Наряду с α-Al2O3 окисление покрытий сопровождается образованием метастабильной модификации θ-Al2O3, а в случае покрытия на сплаве 10Х11Н23Т3МР еще и оксида железа Fe2O3. Окисление алюминидных покрытий происходит непрерывно в процессе высокотемпературных нагревов, но толщина оксидной пленки ограничена 3-5 мкм, что обусловлено ее непрерывным расслоением за счет внутренних напряжений.