CC BY
3
УДК 66.669
DOI: 10.24412/2071-6168-2023-5-369-370
К МЕХАНИЗМУ ФОРМИРОВАНИЯ БОРИРОВАННОГО СЛОЯ НА НИЗКОУГЛЕРОДИСТЫХ ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЯХ
А.М. Козлов, М.А. Кишкинская
Целью работы является: исследование влияния основных легирующих элементов нержавеющих сталей на механизм формирования борированного слоя. В эксперименте использованы два типа нержавеющих сталей лабораторных плавок: хромистые и хромоникелевые, в качестве модельного материала - техническое железо-армко. Борирование осуществлялось из порошковой среды в контейнерах с плавким затвором. Проведено исследование фазового состава боридного слоя металлографическими методами, растровой электронной микроскопией, полуколичественным методом на микроанализаторе «Камека» и послойного рентгеноструктурного анализа. Произведена расшифровка и идентификация рентгенограмм методом сравнения подсчитанных межплоскостных расстояний с табличными. Распределение бора и глубина его проникновения от поверхности в основу - на поперечном шлифе фиксировалось методом трековой авторадиографии. На борированной стали с 6% содержанием хрома слой аналогичен по строению слоёв на железе. При повышении его концентрации в стали хром при бориро-вании оттесняется в переходную зону тем самым замедляя скорость диффузии бора, при этом сглаживается граница (без «языков») между слоем боридов и прослойкой и способствует формированию столь характерной прослойки столбчатых мелких боридов нормально ориентированных к поверхности насыщения. С возрастанием содержания никеля в хромоникелевых сталях общая толщина диффузионного слоя незначительно возрастает, протяжённость внешнего боридного слоя снижается, а толщина прослойки значительно увеличивается. Увеличение концентрации никеля в хромоникелевой стали не меняет соотношения фаз FeB и Fe2B и способствует росту переходной зоны, не влияя на общую толщину диффузионного слоя. Никель - боридообразователь, его присутствие в стали мало сказывается на замедлении диффузии бора и снижении толщины слоя боридов и всего диффузионного слоя. Исследование позволило сделать предположение об особенностях механизма формирования борированного слоя на высоколегированных нержавеющих сталях. Поскольку бор является элементом внедрения, то в процессе диффузии в металлический сплав перемещается, в первую очередь, по несовершенствам его кристаллического строения: границы зёрен, плоскости спайности, дислокации и вакансии в объёме зерна.
Ключевые слова: борирование, легированные стали, хром, никель.
При создании машинной техники перед конструкторами и технологами постоянно стоят задачи снижения материалоёмкости, повышения качества и долговечности выпускаемой промышленностью продукции.
Важное место в повышении эксплуатационных характеристик машин отводится упрочнению поверхностных слоёв деталей, поскольку именно в наружной зоне концентрируются максимальные напряжения и развиваются процессы износа и коррозии. Существенное увеличение технико-экономических и эксплуатационных характеристик деталей машин отводится химико-термической обработке их поверхностных слоёв. Особенно высокую твёрдость и сопротивление износу может обеспечить борирование поверхностных слоёв деталей.
В настоящее время борирование применяется в промышленности для повышения износостойкости деталей, в основном изготовляемых из конструкционных сталей. Применение этого метода для высоколегированных, особенно нержавеющих сталей вызывает затруднения, хотя нержавеющие стали широко применяются в качестве конструкционного материала для изготовления деталей и узлов машин и агрегатов, эксплуатация которых осуществляется в сложных условиях одновременного воздействия агрессивных сред, высоких температур, интенсивных истирающих и знакопеременных нагрузок. Обладая высокими антикоррозионными свойствами, нержавеющие стали в своей основе мягки и плохо сопротивляются износу. Борирование могло бы существенно повысить их износостойкость при сохранении коррозионной стойкости в ряде сред.
В настоящей работе было проведено исследование влияния основных легирующих элементов нержавеющих сталей на механизм формирования борированного слоя. Борирование осуществлялось из порошковой среды в контейнерах с плавким затвором. Порошковое диффузионное борирование было выбрано из соображений простоты метода и возможности его осуществления в лабораторных условиях без применения каких-либо сложных и энергоёмких установок. Цилиндрический контейнер (тигель) сварной, изготовленный из стали 12Х18Н10Т, снабжённый в верхней части корпуса кольцевым карманом в качестве узла для обеспечения гидрозатвора. Пространство между стенками кармана и цилиндрической крышкой заполнялось перед борированием 4 - 5 мм слоем прокалённого речного песка, на который укладывалась крышка контейнера, а пространство между стенкой крышки и кармана заполнялось тонкоизмельчённым порошком натросиликатного стекла. Верхняя часть гидрозатвора - зазор между крышкой и карманом для предотвращения выплёскивания расплава стекла замазывалась огнеупорной глиной.
Образцы исследуемых сталей размерами 10х10х5 мм укладывались в борсодержащую шихту слоями с промежутком в 15 - 20мм. Шихта слегка трамбовалась для увеличения насыпного веса и удаления избытка воздуха. Свободное верхнее пространство контейнера через асбокартонную прокладку засыпалось слоем прокалённого карбида кремния в качестве защиты от окисления внутреннего пространства при температурах процесса борирования. Зона оптимального прогрева контейнера составляла примерно 100 мм, при общей высоте в 200 мм, т.е. исследуемые образцы размещались на 30 - 35 мм от дна контейнера и рабочее пространство позволяло разместить 3 - 4 слоя образцов.
Упакованный контейнер загружался в разогретую до температур борирования лабораторную шахтную печь, марки СШОЛ 1.1,6/12 и по окончании процесса охлаждался на воздухе. После выгрузки борированные образцы очищались от остатков налипшей шихты металлической щёткой и промывались в горячей воде, после чего подвергались сушке в эксикаторе с прокалённым силикагелем в течение суток.
Изучению подвергались два типа сталей: хромистые и хромоникелевые лабораторных плавок. В качестве модельного материала сравнения использовалось технически чистое железо армко (суммарное содержание других элементов — до 0,08 - 0,1 %, в том числе углерода — до 0,02%). Хромистые стали по своему составу были выбраны с содержанием 6,13,17 и 22% хрома (близким к стандартным промышленным маркам 08Х6 и т.д.), что позволяло с достаточной степенью систематичности проверить влияние основного легирующего элемента на борируемость этих сталей.
Состав хромоникелевых сталей был выбран по двум сечениям диаграммы Fe-Ni-Cr. При постоянном содержании хрома 17% менялась концентрация никеля: 0,2; 10; 25% вес., и при постоянном содержании никеля 10% менялась концентрация хрома: 0,6; 13; 17; 23%. Поскольку стали лабораторных плавок выплавлялись на основе технически чистого железа содержание углерода в них не превышало 0,06% Р -0,02%).
Стали выплавлялись в сорока килограммовой индукционной печи, разливка осуществлялась в восьми килограммовые слитки, которые подвергались гомогенизирующему отжигу при 1100оС в течение 3 часов, затем подвергались ковке до диаметра 30 мм и прокатывались в пруток, сечением 14х14 мм. Нагрев под пластическое деформирование проводился в газовой печи при температурах ковки 1100° -900оС.
Перед составлением шихты для борирования её компоненты подвергались осушке в течение 1,5 - 2,0 часов с целью обезвоживания. Состав шихты: карбид бора зернистостью №5 по ГОСТ 5744-80, содержащий в своём составе 2 - 3% борного ангидрида (В2О3). В состав смеси входила техническая бура (№2В407) ГОСТ 8429-77 и активаторы: хлористый аммоний (КН4С1) или фтороборат калия (KBF4). Карбид бора прокаливали при температуре 400оС, буру при 450 - 500оС, а галогенидные активаторы при 130 - 150оС. Компоненты шихты протирались в фарфоровой ступке, просеивались через сито в 200 меш, взвешивались на лабораторных весах с точностью до 0,01 г., затем тщательно перемешивались в требуемой пропорции и загружались в контейнер из расчёта 5 - 8 г на 1 см2 поверхности обрабатываемого образца.
Непосредственно после борирования фиксировалась степень налипания шихты на поверхность образцов (по площади занимаемой поверхности образца в %) по 3-х балльной шкале: сильная, средняя, слабая. После очистки и сушки образцов их поверхность подвергалась визуально-измерительному контролю с целью выявления трещин покрытия, характера их расположения, сколов слоя, нарушения формы образцов и замеров наружных поверхностей микрометром с точностью 0,01 мм по определённой схеме.
При изучении особенностей строения борированного слоя были использованы следующие методики. Анализ структуры борированного слоя выполнялся на поперечных шлифах образцов, резка пополам которых осуществлялась вулканитовым отрезным кругом, толщиной 0,5 мм при интенсивном охлаждении проточной водой на металлографическом микроскопе МИМ-8. Для выявления структуры нержавеющей стали использовался раствор хлорного железа (1 г хлорного железа, 30 г соляной кислоты и 120 мл дистиллированной воды), для цветного травления боридов применялся пикрат натрия (0,5 г пикриновой кислоты; 12,5 г едкого натра на 25 мл дистиллята). Микроструктуры полученных бориро-ванных слоёв представлены автором в статьях [1, 2, 3].
Изучение тонкой структуры слоя выполнялось растровой электронной микроскопией на приборе «Стереоскан» в режиме вторичной электронной эмиссии.
Распределение элементов (Сг, №, Fe) по слою определялось полуколичественным методом на микроанализаторе «Камека» с поверхности поперечных нетравленых шлифов при локальности пучка 6 мкм.
Распределение бора и глубина его проникновения от поверхности в основу - на поперечном шлифе фиксировалось методом трековой авторадиографии. Во избежание сквозного проникновения бора, борированию в течение 30 мин подвергались более массивные образцы, из средней части которых вырезалась четверть сечения для приготовления шлифа. Поперечные шлифы вырезались из образцов размером 10х10х12 мм, покрывались плёнкой из раствора ацетобутирата, просушивались и упаковывались в специальный контейнер из технически чистого алюминия. Контейнер с образцами помещался в вертикальный канал тепловой колонны физического реактора нейтронов и подвергался их облучению в течение 10-15 минут при плотности потока 106 -108 н см 2с-1. После облучения и вскрытия контейнера, плёнка с поверхности образца снималась и подвергалась травлению в водном 50% растворе щёлочи (КОН) при 55оС для выявления треков, оставленных а - частицами, образовавшимися после воздействия
медленных нейтронов на атомы бора, которые переходят в атомы лития с выделением а - частицы; последняя, покидая образец, оставляет канал (трек) на плёнке, покрывающей шлиф. Плёнка подвергалась фотографированию на металлографическом микроскопе, по характеру и плотности расположения треков делалось заключение о распределении и концентрации бора в диффузионном слое. Метод трековой авторадиографии позволяет фиксировать бор до концентрации порядка 10-4 вес %. Результаты изучения распределения бора по глубине диффузионных слоёв методом авторадиографии на исследуемых сталях и анализ флуктуации его концентраций подробно описаны в работе автора [5].
Исследование фазового состава боридного слоя проводилось методом послойного рентгено-структурного анализа в Со и Fе излучении на установке УРС - 50ИМ. Запись дифракционных максимумов велась в диапазоне углов от 10 до 120о. Рентгенограммы снимались через каждые 20-40 мкм (снимаемых полированием) по глубине слоя. Расчёт межплоскостных расстояний проводился с использованием справочных таблиц. Расшифровка и идентификация рентгенограмм производилась методом сравнения подсчитанных межплоскостных расстояний с табличными.
Дюрометрический анализ борированных слоёв по глубине на поперечных шлифах осуществлялся на приборе ПМТ-3 при нагрузке на индентор 0,5 Н (при более высоких нагрузках наблюдалось трещинообразование в боридных зонах слоя), что позволило судить о свойствах отдельных зон слоя и косвенно - о характере диффузии бора по толщине слоя. Для повышения точности измерений был увеличен объём выборки измерений микротвёрдости в 10-15 полях зрения. Результаты измерений микротвёрдости обрабатывались методом среднего квадратичного отклонения [4, 8].
После борирования по режиму: t = 1000оС, выдержка 4 часа на образцах толщиной 5 мм было обнаружено сквозное проникновение бора, в связи с этим было изменено время процесса до 5 и 30 минут, а образцы для борирования - более длинные 10х10х12 мм.
Все вышеперечисленные методики изучения борированных сталей позволили сделать предположение об особенностях механизма формирования борированного слоя на высоколегированных нержавеющих сталях. Обсуждая теорию формирования борированного слоя, следует отметить, что поскольку бор является элементом внедрения, то в процессе диффузии в металлический сплав перемещается, в первую очередь, по несовершенствам его кристаллического строения: границы зёрен, плоскости спайности, дислокации и вакансии в объёме зерна.
Механизм диффузионного насыщения металла бором можно представить следующим образом. Вещества, транспортирующие бор из шихты диссоциируют при контакте с насыщаемой поверхностью, образуя активный атом бора, который и адсорбируется на ней непосредственно в зоне диссоциации. Как известно, при адсорбции происходит снижение свободной поверхностной энергии металл - адсорбент, что, в свою очередь, способствует интенсификации работы имеющихся дислокационных источников. В результате плотность дислокаций возрастает до тех пор, пока обратные напряжения не заблокируют действие этих дислокационных источников. Наличие дислокаций и их перемещение обусловливает повышение плотности вакансий, что может провоцировать интенсивность диффузии бора, а так же железа и легирующих элементов. Природа легирующих элементов, их концентрация и степень растворимости бора в стали, безусловно, оказывают влияние на продолжительность функционирования дислокационных источников и размеры повышенной плотности дислокаций, а это, в свою очередь, может способствовать ускорению диффузии бора по трубочному механизму. При диффузии бора вглубь матрицы из-за расклинивающего эффекта возникают напряжения, значения которых может превосходить напряжения зарождения дислокаций, по которым продвигается фронт диффузии.
Кроме того, в процессе образования поверхностных боридов возникают дополнительные весьма существенные напряжения вследствие разницы в коэффициентах линейного расширения боридов и основы, что изменяет картину как граничной, так и объёмной диффузии. Как известно из теории диффузионных процессов, в зоне действия сжимающих напряжений диффузия атомов внедрения (бора) идёт по объёму зерна, а в зоне растяжения - по границам зёрен. Наличие растворённого в боридах хрома упрочняет их решётку и способствует снижению скорости объёмной диффузии бора и увеличению скорости перемещения атомов бора по внутренним поверхностям раздела.
Обнаруженные при изучении авторадиографии (рис. 1) скопления атомов бора (области пред-выделения борида) свидетельствуют о повышении концентрации бора в твёрдом растворе и возникновению зародышей низших боридов (Ре2В). Последние могут возникать в областях больших концентраций кристаллического строения по границам зёрен, плоскостях скольжения кристаллов. Таким образом, подтверждается правомерность одного из двух существующих механизмов формирования боридов так называемой «активной теории». Появление низших боридов фиксировалось металлографически на стали 08Х17 после кратковременного процесса борирования. По мере последующего процесса насыщения бором на базе низкобористого Fe2B образуются зародыши высокобористой фазы - FeB. Согласно «реактивной теории» FeB - не вторичное образование, а результат химической реакции на границе раздела металл - окружающая среда.
На высоколегированных сталях, где содержатся элементы, повышающие стабильность высокого статического веса энергетически устойчивых электронных конфигураций, в частности хрома, происходит торможение «переползания» дислокаций, а, следовательно, и диффузии бора по объёму зерна, что способствует насыщению бором до критических концентраций и зарождению центров образования бо-ридов железа и легирующих элементов (так называемых комплексных боридов).
Если рассматривать микроструктуры борированных хромистых сталей и модельного материала (железо-армко рис. 2, а) в свете изложенного механизма формирования борированного слоя, то можно выявить следующее.
На железе-армко при борировании (1000оС, 4 час.) образуется слой сплошных боридов FeB и Fe2B, представляющих собой столбчатые кристаллы «языки» рис. 2, а.
На стали с 6% содержанием хрома слой аналогичен по строению рис. 2, б, только боридные «языки» массивнее, плотнее и несколько короче, чем на железе, т.е. хром является причиной этому изменению состояния боридного слоя. Это связано с тем, что в слое боридов появляются комплексные бори-ды типа: (Fe,Cr) B и (Fe, Cr)2 B, т.к. бориды железа и хрома изоморфны и имеют одинаковый характер связи, а параметры их близки, одновременно с ними - специальные бориды типа: CrB и Cr2B, а в переходной к основе зоне - включения боридов по границам зёрен основы. Из литературных данных [6] известно, что в бориде Fe2B растворяется до 10% Cr , т.е. весь хром растворяется в боридах железа. Можно предположить, что снижение скорости диффузии бора идёт за счёт увеличения растворимости бора в железо-хромистой основе, т.к. растворимость бора в хроме значительно выше (0,08-0,1% ат.), чем в железе (Fea - 0,004%, Fey - 0,021%) [6].
а - микроструктура слоя
'■v.'.
W». ~¡
•«Г*-
л. -1 '
\\V - ■ ■
' ■ i*
V
1 мм 2 мм
б - авторадиография
3 мм
Рис. 1. Характер распределения бора по слою на стали 08Х17 (1000°С, 0,5 часа): а - микроструктура
слоя (х300); б - авторадиография (х300)
Существенное изменение картины строения слоя на сталях с 13% содержанием хрома и 17% содержанием хрома (снижение толщины и появление характерной прослойки) связано с увеличением содержания хрома в стали сверх его растворимости в боридах. Избыточный хром оттесняется в переходную зону, где повышается его концентрация, замедляется скорость диффузии бора, сглаживается граница (без «языков») между слоем боридов и прослойкой и способствует формированию столь характерной прослойки столбчатых мелких боридов. Как отмечено в работе [6], при соотношении Cr/B = 2,16 - 4,19 образуются только бориды железа, с увеличением концентрации хрома в стали Cr/B = 6,79 - наряду с боридами железа образуются и бориды хрома, а при соотношении Cr/B = 10,1 - 26,3 образуются только бориды хрома (Cr2B).
Появление прослойки, состоящей из пластин мелких боридов, нормально ориентированных к поверхности образца и в направлении диффузии бора, объясняется наличием избыточного хрома, оттесняемого из зоны боридов, а также тем, что эта область является зоной действия растягивающих напряжений, вызванных разницей в коэффициентах линейного расширения слоя боридов и матрицы. Этому способствует тот факт, что дислокации и дислокационные стенки в приповерхностном слое в процессе отжига (борирование ведётся при 1000оС) располагаются нормально к поверхности [7,10]. Поле высоких внутренних напряжений от определённым образом расположенных дислокаций способствует образованию зародыша борида и его росту в направлении ориентации дислокаций, именно по ним идёт интенсивное диффузионное перемещение бора и образуются столбчатые кристаллы прослойки. Но уже при довольно значительном присутствии хрома (стали 08Х13, 08Х17 и 08Х22) (рис. 2 в, г, д) строение и плотность слоя резко изменяются [9]. Зона боридов уже не имеет боридных «языков», внедрённых в переходную зону, а граница между боридами и прослойкой мелких пластинчатых боридов довольно ровная, а в некоторых местах изобилующая порами (где потерялись когерентные связи с боридами поверхности). На стали 08Х17 чётко установлено перераспределение хрома по слою. Его концентрация в поверхностной зоне сплошных боридов в два раза меньше, чем в матрице. Это можно объяснить ограниченной растворимостью боридов хрома в боридах железа и их оттеснением в переходную зону, а избыточного хрома - далее. Таким образом, можно предположить, что в случае диффузии атомов внедрения, коими являются атомы бора, меняется и характер перераспределения хрома и его концентрация, что и способствует появлению самостоятельных боридов хрома типа: CrB и Cr2B . Имеет место и перераспределение атомов железа, которое происходит аналогично хрому, только всплескам концентрации хрома соответствуют спады концентраций железа. Отмечено, что с увеличением концентрации хрома в стали от 6 до 17 % его содержание в поверхностной зоне сплошных боридов понижается и его концентрация не превышает растворимости хрома в бориде Fe2B, т.е. около 10% ат.
Наличие крупных боридных образований на стали 08Х22 (рис. 2, д) и отдельных игл на бори-рованных сталях 08Х13 и 08Х17 (рис. 2, е) в виде среза массивных пластин, глубоко внедрённых в основу и имеющих кристаллографическую ориентацию, можно объяснить сдвиговыми явлениями в кристаллической решётке Fea, вызванными также существенной разницей в коэффициентах линейного расширения (в кристалле с ОЦК решёткой сдвиг происходит по диагональной плоскости 112), а также воз-
можным эффектом Ребиндера, суть которого может быть представлена так. Бор, являясь горофильным элементом, быстро диффундирует по образовавшимся плоскостям скольжения кристаллов матрицы, создавая избыточную концентрацию и формируя крупную пластину борида характерной формы. При этом скорость формирования этой пластины значительно выше появления боридов прослойки, т.к. в месте образования пластины (непосредственно под ней) бориды прослойки отсутствуют.
Данные полуколичественного анализа, сделанного на микроанализаторе «Камека», на стали типа 08Х6 перераспределения концентрации хрома практически не наблюдалось, только в переходной зоне при пересечении зондом борида, располагаемого по границе зерна, был получен всплеск концентрации хрома, почти в два раза превышающий его содержание в основе образца.
■
• * ♦
1 4
I > *
Ши
► * «г 4 ♦ >
а - £и-аркко б - ОбХЁ
Ш ,-г
р. - С6Х22
хОХ
¿1 - 06X17, 6 члсов X - 05Х££, косо ьлн{
Рис. 2. Микроструктуры слоёв на хромистых сталях и армко-железе (1000°С, 4 часа)
Рис. 3. Структура слоя сплаве 08Н10: Рис.4. Структура слоя на стали 08X17Н25:
а - микроструктура слоя; б - сканограмма зоны а - микроструктура слоя; б - сканограмма слоя; боридов; в - граница: бориды-переходная зона в - строение прослойки
В хромоникелевых сталях присутствуют одновременно два основных легирующих элемента, наиболее сильным боридообразователем является хром, затем следуют железо и никель. На никелевом сплаве типа 08Н10 получен примерно такой же боридный слой по толщине и форме как и на железе-армко (рис. 3, а). Легирование железа никелем до 10% мало повлияло на диффузионную подвижность бора. Из сканограммы видно (рис. 3, в), что конец слоя боридов представляет собой столбчатые образования, вытянутые в направлении диффузии. Зона боридов прорезана порами (рис. 3, б), микро- и макротрещинами. Макротрещины нормальны к поверхности насыщения и заканчиваются на границе с переходной зоной. Микротрещины выявляются только при большом увеличении. Последние могут быть инициированы внутренними напряжениями в слое и разрыхлением решётки борида вследствие присутствия никеля или наличием микропор, как концентраторов напряжений, т.к. трещины располагаются между ними.
Структура слоёв на хромоникелевых сталях существенно отличается от хромистых. Металлографический анализ показал, что слой, как и на хромистых состоит из трёх зон: зоны сплошных боридов, прослойки и переходной зоны. Зона сплошных боридов двухфазна и имеет сравнительно ровную границу с прослойкой (рис. 4, а).
Прослойка следует непосредственно за зоной сплошных боридов и состоит из мелкодисперсных боридов, без определённой ориентации, находящихся во внутреннем объёме зерна (рис. 4, в). Затем следует переходная зона, где границы зёрен декорированы более массивными и протяжёнными борид-ными выделениями, которые по мере удаления в основу металла уменьшаются в объёме.
С возрастанием содержания никеля в хромоникелевых сталях (08Х17Н2, 08Х17Н10, 08Х17Н25) общая толщина диффузионного слоя незначительно возрастает, протяжённость внешнего боридного слоя снижается, а толщина прослойки значительно увеличивается. Увеличение концентрации никеля в хромоникелевой стали не меняет соотношения фаз FeB и Fe2B и способствует росту переходной зоны, не влияя на общую толщину диффузионного слоя.
Никель - боридообразователь, его присутствие в стали мало сказывается на замедлении диффузии бора и снижении толщины слоя боридов и всего диффузионного слоя. Усиливая граничную диффузию, никель способствует формированию ранее отмеченных особенностей борированного слоя. Если легирование никелем превышает предел его растворимости в боридах железа, идёт его оттеснение в переходную зону наряду с избыточным хромом. Кроме того, было отмечено, что по мере увеличения степени легирования хромом и никелем появляется приграничная с прослойкой пористость. На хромистых сталях это менее выражено, а хромоникелевых в значительной мере.
Надо полагать, что такой характер пористости является следствием перераспределения основных легирующих элементов - хрома и никеля. Оттеснение их в прослойку и действие значительных внутренних напряжений, величина которых определяется разницей в коэффициентах линейного расширения боридов и матрицы, а так же переход легирующих элементов через границу с прослойкой, способствует образованию вакансий, коагуляция которых и вызывает интенсивное порообразование на границе слоя боридов. Наличие в реакционном пространстве остаточного кислорода, либо оксидов углерода может вызывать растравливание внутренних поверхностей пор. Всё вышеизложенное относительно строения боридных слоёв на хромоникелевых сталях может являться как причиной низкого качества борид-ных покрытий на них, причинами самопроизвольного шелушения покрытия в процессе охлаждения, так и отслаивание его в процессе эксплуатации борированных деталей.
Список литературы
1. Козлов А.М. Влияние содержания хрома в составе стали на особенности формирования борированного слоя. Труды НИ РХТУ им. Д.И. Менделеева. Серия: Инженерная механика, материаловедение и надёжность оборудования/РХТУ им. Д.И.Менделеева, Новомосковский институт. Новомосковск, 2006. Вып. №6 (18). С. 90 - 94.
2. Козлов А.М. Технологические особенности борирования высоколегированных сталей. Труды НИ РХТУ им. Д.И.Менделеева. Серия: Инженерная механика, материаловедение и надёжность оборудования. Вып №9 (25)/ФГБОУ ВПО РХТУ им. Д.И Менделеева, Новомосковский институт (филиал). Новомосковск, 2012. С. 76 - 80.
3. Козлов А.М. К вопросу определения эффективной толщины диффузионного слоя на трудно-борируемых сталях. Тезисы докл. XXXI начно-технич. конф. профессорско-преп. состава и сотрудн. НИ РХТУ им. Д.И.Менделеева Ч11/ ФГБОУ ВО РХТУ им. Д.И. Менделеева, Новомосковский институт (филиал), Новомосковск, 2017. С. 4.
4. Козлов А.М., Лукиенко Л.В., Каменский М.Н. Особенности строения борированного слоя на хромистых сталях. Известия Тульского Государственного университета. Технические науки. Вып. 7. Тула. Изд-во ТулГУ. 2020. С. 164 - 169.
5. Козлов А.М., Гринберг Е.М. Особенности распределения бора по глубине борированного слоя на высоколегированныхсталях, выявленного методом трековой авторадиографии. Инженерная механика, материаловедение и надёжность оборудования:. Межрегиональный сб. научных трудов/ Вып. №2. НИ РХТУ. Новомосковск, 1998, С. 15 - 19.
6. Канэко Хидзо и др. Бориды в нержавеющих сталях. J.Japan Inst. Mtalls, 1966, 30, №2. С. 157
- 163.
7. Бокштейн С.В. Диффузия и структура металлов. М.: «Металлургия», 1973, 206 с.
8. Козлов А.М., Кишкинская М.А., Каменский М.Н. Исследование износостойкости бориро-ванных хромистых нержавеющих сталей // Известия Тульского государственного университета. Технические науки. 2014. Вып. 2, С. 34 - 39.
9. Иванов Ю.Ф., Громов В.Е., Романов Д.А., Иванова О.В., Тересов А.Д. Жидкофазное бориро-вание высокохромистой стали // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. 2020. Том 63. № 7. С. 539 - 547.
10. Минков О.Б. Диффузионное борирование высоколегированных сталей с применением вакуумной термообработки: Диссертация на соискание учёной степени кандидата технических наук: 05.16.01. М.,1984. -155с
Козлов Александр Михайлович, канд. техн. наук, доцент, capricornus4 7@mail.ru, Россия, Новомосковск, Новомосковский инститиут (ф-л) Российского химико-технологического университета имени Д.И. Менделеева,
Кишкинская Марина Александровна, канд. техн. наук, доцент, marinanirhtu2009@rambler.ru, Россия, Новомосковск, Новомосковский инститиут (ф-л) Российского химико-технологического университета имени Д.И. Менделеева
TO THE MECHANISM OF FORMATION OF THE BORATED LAYER ON LOW-CARBON ALLOY STEELS
A.M. Kozlov, M.A. Kishkinskaya
The purpose of the work is to study the influence of main alloying elements of stainless steels on the mechanism offormation of the borated layer. Two types of stainless steels of laboratory melting were used in the experiment: chromium and chromium-nickel, technical iron-Armco as a model material. Borating was carried out from a powder medium in containers with a fusible gate. The phase composition of the boride layer was studied by metallographic methods, scanning electron microscopy, semi-quantitative method on the Kameka micro analyzer and layer-by-layer X-ray diffraction analysis. The decoding and identification of radiographs was carried out by comparing the calculated interplanar distances with tabular ones. The distribution of boron and the depth of its penetration from the surface into the base were recorded by the method of track autoradiography on the transverse section. On the borated steel with 6% chromium content, the layer is similar in structure to the layers on iron. With an increase in its concentration in steel, chromium is pushed into the transition zone during borating, thereby slowing down the rate of boron diffusion, while the boundary (without "tongues") between the boride layer and the interlayer is smoothed and contributes to the formation of such a characteristic interlayer of columnar small borides normally oriented to the saturation surface. With increasing nickel content in chromium-nickel steels, the total thickness of the diffusion layer increases slightly, the length of the outer boride layer decreases and the thickness of the interlayer increases significantly. An increase in the nickel concentration in chromium-nickel steel does not change the ratio of the phases FeB and Fe2B and promotes the growth of the transition zone without affecting the overall thickness of the diffusion layer. Nickel is a boride-forming agent; its presence in steel has little effect on slowing down boron diffusion and reducing the thickness of the boride layer and the entire diffusion layer. The study allowed us to make an assumption about the features of the mechanism offormation of the borated layer on high-alloy stainless steels. Since boron is an element of embedding, in the process of diffusion into a metal alloy, it moves, first of all, according to the imperfections of its crystal structure: grain boundaries, cleavage planes, dislocations and vacancies in the grain volume.
Key words: borating, alloy steels, chromium, nickel.
Kozlov Alexander Mikhailovich, candidate of technical sciences, docent, capricornus47@mail.ru, Russia, Novomoskovsk, Novomoskovsk Institute (branch) of Dmitry Mendeleev University of Chemical Technology of Russia,
Kishkinskaya Marina Aleksandrovna, candidate of technical sciences, docent, marina-nirhtu2009@rambler. ru, Russia, Novomoskovsk, Novomoskovsk Institute (branch) of Dmitry Mendeleev University of Chemical Technology of Russia
