Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Анализ состояния проблемы и выбор направления исследований 7
1.1. Обоснование выбора сталей для исследования 7
1.2. Изучение процесса образования окалины на поверхности стали при высокотемпературном нагреве 8
1.3. Влияние легирующих элементов в стали на окалинообразование 11
1.4. Влияние легирующих элементов в стали на трещинообразование 16
1.5. Способы борьбы с поверхностными дефектами на сталях 18
1.6. Технология электродуговой металлизации 23
1.7. Повышение жаростойкости сталей электродуговым напылением алюминиевого покрытия 25
1.8. Цель и задачи исследования 30
Глава 2. Теоретическое обоснование защиты стали от окисления с использованием алюминиевого газотермического покрытия 33
2.1. Формирование Fe-Al диффузионного слоя 33
2.2. Влияние химического состава сталей на диффузионный процесс в системе Fe-Al 38
2.3. Фазовый состав Fe-Al диффузионного слоя 41
2.4. Особенности образования Fe—А1 диффузионного слоя, полученного в системе железо-алюминиевое газотермическое покрытие при нагреве сляба под прокатку, горячей прокатке и термообработке 45
2.5. Выводы по главе 51
Глава 3. Оценка защитных свойств алюминиевого газотермического покрытия при высокотемпературном нагреве низколегированных сталей 53
3.1. Методика проведения лабораторного эксперимента 53
3.2. Оценка угара и окалинообразования 53
3.3. Металлографические исследования поверхностного слоя на сталях после нагрева 56
3.4. Рентгеноструктурный и фазовый анализ поверхностного слоя на сталях после нагрева 64
3.5. Выводы по главе 67
Глава 4. Разработка методики расчета толщины покрытия для эффективной защиты слябов от угара и окалины при нагреве под прокатку и последующих технологических операциях 68
4.1. Расчет толщины диффузионного слоя 68
4.2. Расчет температуры на поверхности заготовки с покрытием 72
4.3. Применение методики для расчета толщины диффузионного слоя, образующегося на слябах при их нагреве под прокатку 75
4.4. Обоснование толщины алюминиевого покрытия для защиты стали от окисления при высокой температуре 77
4.5. Выводы по главе 79
Глава 5. Создание диффузионного слоя на слябах с использованием алюминиевого газотермического покрытия для эффективной защиты при нагреве под прокатку, прокатке и последующей термообработке ... 80
5.1. Методика проведения промышленного эксперимента 80
5.2. Оценка угара и окалинообразования 82
5.3. Оценка качества поверхности листов после термообработки 82
5.4. Металлографические исследования поверхностного слоя после горячей прокатки и термообработки 85
5.5. Рентгеноструктурный и фазовый анализ поверхностного слоя после горячей прокатки и термообработки 92
5.6. Выводы по главе 94
Глава 6. Получение листов с высоким качеством поверхности из слябов с алюминиевым газотермическим покрытием 95
6.1. Условия и режимы обработки металла 95
6.2. Оценка угара и окалинообразования 96
6.3. Оценка качества поверхности листов после термообработки 97
6.4. Металлографические исследования поверхностного слоя 99
6.5. Рентгеноструктурный и фазовый анализ поверхностного слоя 110
6.6. Механические свойства листов после термообработки 114
6.7. Исследование коррозионной стойкости листов после термообработки 116
6.8. Выводы по главе 117
Глава 7. Технология нанесения алюминиевого газотермического покрытия на слябы 118
7.1. Основные положения технологии по нанесению алюминиевого газотермического покрытия 118
7.2. Напыление покрытия на партии слябов для получения листов с высоким качеством поверхности 119
7.3. Техническое задание на проектирование участка 128
7.4. Экономика нанесения алюминиевого газотермического покрытия... 143 ,
7.5. Выводы по главе 144
Основные результаты и выводы 146
Список литературы 148
Приложение 155
- Изучение процесса образования окалины на поверхности стали при высокотемпературном нагреве
- Влияние химического состава сталей на диффузионный процесс в системе Fe-Al
- Рентгеноструктурный и фазовый анализ поверхностного слоя на сталях после нагрева
- Применение методики для расчета толщины диффузионного слоя, образующегося на слябах при их нагреве под прокатку
Введение к работе
Актуальность темы. Высокотемпературная газовая коррозия, имеющая место при
нагреве слябов в печной атмосфере, содержащей кислород, перед горячей прокаткой
ухудшает показатели производства листов. Угар и окалинообразование приводят к
потерям металла, способствуют вскрытию подкорковых пузырей, увеличивают размеры
поверхностных дефектов литейного происхождения, сопровождаются
обезуглероживанием и газонасыщением, ухудшают качество поверхности. Наличие толстого слоя вкатанной окалины снижает качество готового проката и увеличивает трудозатраты при его зачистке. Поэтому разработка эффективных методов снижения потерь металла при получении горячекатаных листов и повышения качества их поверхности является актуальной научной задачей.
Целью работы является исследование закономерностей процессов окисления и диффузии в системе «низколегированная сталь - алюминиевое газотермическое покрытие» и разработка технологии нанесения покрытия на слябы для их защиты при нагреве под прокатку, прокатке и последующей термообработке и повышения качества поверхности горячекатаных листов.
Для достижения цели были поставлены следующие задачи.
Установить влияние основных легирующих элементов на кинетику окисления и диффузии в системе «низколегированная сталь-алюминиевое газотермическое покрытие», определяющих толщину окалины и композиционного диффузионного слоя.
Оценить защитные свойства алюминиевого газотермического покрытия при высокотемпературном нагреве низколегированных сталей.
Разработать методику расчета толщины покрытия, напыляемого на слябы, для их эффективной защиты от угара и окалинообразования при нагреве под прокатку и последующих технологических операциях.
Создать композиционный диффузионный слой на слябах с использованием алюминиевого газотермического покрытия для их эффективной защиты от угара и окалинообразования при нагреве под прокатку, прокатке и последующей термообработке горячекатаных листов.
Определить толщину напыляемого на слябы алюминиевого газотермического покрытия, обеспечивающую получение листов с высоким качеством поверхности.
6. Разработать технологию нанесения на слябы алюминиевого газотермического покрытия для их защиты при нагреве под прокатку, прокатке и последующей термообработке и повышения качества поверхности горячекатаных листов.
Научная новизна.
Показано, что для низколегированных сталей концентрация основных легирующих элементов (С, Ni, Cr, Mn, Si) практически не оказывает заметного влияния на толщину композиционного железо-алюминиевого диффузионного слоя, образующегося в результате напыления на них алюминиевого газотермического покрытия и диффузионного отжига.
Установлена зависимость показателя, пропорционального коэффициенту диффузии, от температуры в интервале 700-1200 С для системы «низколегированная сталь-алюминиевое газотермическое покрытие», необходимого для расчета толщины диффузионного слоя.
Разработана методика расчета толщины алюминиевого газотермического покрытия, напыляемого на поверхность низколегированной стали для ее эффективной защиты при высокой температуре, в результате которой достигается снижение убыли массы на угар и окалинообразование не менее, чем на 40%.
Установлено, что в результате диффузионных и окислительных процессов в системе «низколегированная сталь-А1 газотермическое покрытие» в интервале температур 900-1200 С образуется композиционный диффузионный слой, содержащий фазы FeAb, БегАЦ FeAl со стороны покрытия и FeAl, БезАІ, a-Fe - со стороны основы.
Практическая значимость.
Даны рекомендации по толщине покрытия, напыляемого на слябы, для получения горячекатаных листов с высоким качеством поверхности.
Разработана промышленная технология нанесения алюминиевого газотермического покрытия на слябы из низколегированных сталей, внедрение которой позволит снизить убыль массы металла на угар и окалинообразование не менее, чем на 20% и толщину вкатанной окалины до 5 раз.
Подготовлено и утверждено техническое задание по проектированию участка нанесения покрытия на слябы для ОАО «Северсталь» (162600, Россия, Вологодская обл., г. Череповец, ул. Мира, д.30).
Реализация работы в промышленности.
Технология нанесения алюминиевого газотермического покрытия на слябы принята для внедрения в производство на ОАО «Северсталь» (162600, Россия, Вологодская обл., г. Череповец, ул. Мира, д.30).
Обоснованность и достоверность научных положений, выводов и рекомендаций обеспечена соблюдением соответствующих методик проведения экспериментов, применением методов математической статистики, необходимым объемом микроструктурных и рентгеновских исследований.
Апробация работы. Основные результаты и положения диссертации доложены на 62-ой, 63-ей и 64-ой студенческих научных конференциях МИСиС (2007-2009 гг.), на научном семинаре кафедры технологии и оборудования трубного производства МИСиС (2009 г.).
Публикации. Основное содержание диссертационной работы отражено в опубликованных 8 научных работах.
Структура и объем диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, семи глав, выводов и приложения, содержит 75 рисунков, 61 таблицу и список литературы из 92 наименований.
Изучение процесса образования окалины на поверхности стали при высокотемпературном нагреве
В процессе термической и химико-термической обработки в контролируемых атмосферах строение и свойства поверхностных слоев стальных деталей зависят от их взаимодействия в печи с газовой средой.
Диффузионный процесс взаимодействия между кислородом воздуха и содержащими кислород компонентами газовой атмосферы, с одной стороны, и железом, а также легирующими элементами, с другой стороны, называют окислением стали. Газами, которые не только окисляют, но и обезуглероживают поверхность стали, являются углекислый газ (СОг) и водяной пар (НгО).
При окислении железа выше 570С образуются оксиды: FeO — вюстит, Рез04 — магнетит, РегОз - гематит. Слой окалины растет вследствие диффузии железа и легирующих элементов к поверхности металла и встречной диффузии кислорода во внутренние слои металла. Установлено, что окалина растет в глубине, но ближе к внешней поверхности, т.к. диффузия преимущественно идет за счет движения ионов Fe2+ и Fe3+ с металлической поверхности наружу сквозь слой окалины. Но наряду с движением ионов железа идет и встречное, менее интенсивное, движение ионов (или атомов) 0/1/. Диффузия в оксидах FeO идет через незанятые узлы («дырки») в ионной кристаллической решетке, а именно по катионным вакансиям, т.е. с избытком О2- по сравнению со стехиометрическим составом оксида. Реакция взаимодействия железа с водяным паром (Н20) (7) сопровождается выделением тепла, т.е. является экзотермической. Реакция взаимодействия двуокиси углерода с железом (13) сопровождается поглощением тепла, т.е. является эндотермической. Помимо окисления, стальные детали могут науглероживаться или обезуглероживаться. Обезуглероживание стали — это диффузионный процесс взаимодействия кислорода воздуха или кислородсодержащих компонентов газовой среды с углеродом стали, приводящий к частичному или полному удалению углерода из поверхностных слоев стали.
Границы устойчивости отдельных фаз в равновесном состоянии приведены на диаграмме железо - кислород (рисунок 1) /2,3/. Как видно из диаграммы, в окалине происходят превращения сложных твердых растворов.
Вюстит (FeO) имеет ГЦК-решетку. Твердый раствор вычитания с образованием вакансий на месте части атомов железа, что приводит к изменению параметра решетки. Устойчив выше 570С. Ниже этой температуры вюстит распадается /4/. Это наиболее мягкая и рыхлая составная часть окалины с небольшой абразивностью. Вюстит хорошо рас творяется в кислотах и полностью может быть удален механическим путем. Поэтому окалина в виде вюстита предпочтительнее других оксидов. Так как вюстит при температуре ниже 570С начинает постепенно разлагаться, для его сохранения на поверхности требуется быстрое охлаждение нагретого металла в присутствии над ним плотных слоев магнетита и гематита. Наибольшее количество вюстита образуется в интервале температур 700-900С.
В кристаллическую решетку магнетита (РезО-О с кубической решеткой шпинели входят двухвалентные и трехвалентные ионы железа. Эта фаза устойчива во всем диапазоне температур от комнатной до температуры плавления (1538С), обладает значительной абразивностью и почти не растворима в кислотах. Гематит (а-БегОз) образуется при нагревании магнетита в окислительной среде, имеет ромбоэдрическую решетку типа корунд. При твердости металла около 140 HV твердость вюстита составляет 270—350 HV, магнетита - 420-500 HV, гематита - 1030 ITV/2/.
Не слишком отличаются данные по твердости железа и его оксидов, приведенные в других работах. В работе 151 микротвердость Fe составляет 1250-1700 МПа, FeO — 2700-3500 МПа, Fe304 - 3800-5100 МПа и Fe203 - 8700-10300 МПа. В работе /6/ микротвердость Fe составляет 1400 МПа, FeO - 5500-6450 МПа, Fe304 - 6450 МПа и Fe203 - 11450 МПа.
Влияние химического состава сталей на диффузионный процесс в системе Fe-Al
Описанный процесс роста диффузионного слоя имеет место в случае взаимодействия чистых железа и алюминия /62,63/. При алитировании сталей и чугунов содержащиеся в них легирующие элементы оказывают существенное влияние на образование диффузионного слоя и изменяют его состав и строение. Алитируемость проверяли на сталях, различных по своему составу: Х18Н10Т и стали 3 /25/. На нержавеющей стали Х18Н10Т получаются тонкие слои с четко очерченными ровными границами на стороне стали. Микроструктура алитированной стали 3 характеризуется неравномерными «языкообразными» выступами. Общая толщина диффузионного слоя на аустенитной стали 12Х18Н10Т меньше примерно в 2 раза по сравнению со слоем на углеродистой стали 08 кп при одинаковых температурно-временных условиях отжига /38/. Ниже представлено влияние основных легирующих элементов в отдельности на толщину диффузионного слоя /25/. Установлено, что при взаимодействии алюминия с железом, когда последнее обладает решеткой центрированного куба a-Fe, диффузионный слой всегда зазубрен в сторону железа, а в случае взаимодействия алюминия с железом или сплавом, содержащим железо в форме гранецентрированного куба y-Fe, диффузионный слой имеет ровные границы /64/. Влияние углерода. Исследована /25/ зависимость характера и свойств диффузионного слоя, возникающего при алитировании, от процентного содержания углерода, температуры и времени алитирования. Установлено, что с повышением содержания углерода от 0,2 до 0,56% толщина диффузионного слоя изменяется незначительно при температурах алитирования 750 и 850С: со 110 до 125 и с 90 до 110 мкм соответственно; меньшее значение толщины слоя в последнем случае объясняется большим растворением ее при 850С. Алюминий, как известно /65, 66/, уменьшает растворимость углерода в жидком и твердом железе, поэтому при образовании диффузионного слоя углерод вытесняется из твердого раствора с железом и в результате этого непосредственно перед фронтом диффузии наблюдается зона, обогащенная углеродом. Это может быть объяснено тем, что углерод в отличие от железа и алюминия не может проникать через интерметаллический слой. Углерод лишается своего растворителя, а алюминий перемещается вглубь образца и гонит перед собой углерод /67, 68/. Алюминий может также частично связываться с атомами углерода с образованием карбидов.
Влияние никеля и хрома. Никель принадлежит к тем немногим элементам, которые образуют с железом непрерывный ряд твердых растворов. Введение никеля в железо расширяет у -область.
С повышением содержания никеля в стальной основе от 1,92 до 12% толщина диффузионного слоя существенно изменяется как при 750, так и при 850 С. Толщина слоя изменяется с 70-100 мкм (1,92% Ni) до 10-14 мкм (8,5% Ni), несколько увеличиваясь при повышении содержания никеля до 12%. Слой равномерен по толщине, без «языков». Хром относится к группе легирующих элементов, которые сужают у -область. Выбранное содержание хрома (2,2-20%) и температура алитирования (750 и 850 С), как следует из диаграммы состояния железо — хром /69/, не затрагивают областей фазовых превращений. Диффузионный слой, образующийся при алитировании, изменяется только в зависимости от содержания хрома в стали, температуры и времени алитирования. Толщина интерметаллической зоны почти не изменяется с температурой, но уменьшается с увеличением содержания хрома со 120-140 до 40-50 мкм.
Влияние марганца. Марганец принадлежит к легирующим элементам, расширяющим у -область. В твердом состоянии в системе железо-марганец не возникает непрерывного ряда твердых растворов. Диффузия марганца в а- и у -железе происходит значительно труднее, чем диффузия углерода.
Толщина интерметаллической зоны, возникающей при алитировании, уменьшается от 100-120 мкм до 50-60 мкм с увеличением в стальной основе содержания марганца от 2 до 7%.
Влияние кремния. Как следует из диаграммы состояния, кремний относится к элементам, замыкающим у -область /65, 66/. При выбранном содержании кремния в стали (2—12%) и температурах алитировании захватывается только у -область и никаких фазовых превращений в сплавах при алитировании не происходит. Таким образом, характер диффузионного слоя, образующегося при алитировании, будет зависеть от содержания кремния в сплаве, температуры алитирования и времени выдержки образцов в жидком алюминии. Толщина слоя интерметаллидов резко уменьшается от 50—55 мкм до 10-15 мкм при введении в расплав до 6% Si. Дальнейшее увеличение содержания кремния оказывает незначительное влияние.
Кроме того, присутствие кремния сказывается и на структуре диффузионного слоя: вместо характерного языкообразного строения, возникающего вследствие различной скорости диффузии алюминия по границам зерен и внутри них, слой приобретает многофазное строение. Введение кремния в расплав алюминия изменяет его жидкотекучесть, что оказывает влияние на толщину наружного слоя покрытия. Малые количества кремния (до 2%) резко снижают жидкотекучесть расплава, увеличение его содержания повышает ее и при 6-8% Si и температуре расплава 710С она достигает величины, характерной для чистого алюминия. Поэтому при алитировании следует рекомендовать наименьшую продолжительность выдержки в расплаве и температуру не выше 700-710С. Содержание кремния в расплаве алюминия следует поддерживать в пределах 6-8%.
Таким образом, основные легирующие элементы оказывают такое же влияние на скорость диффузии А1 и Fe, как и на скорость окисления сталей, определяющую толщину диффузионного слоя. Следует отметить, что концентрация основных легирующих элементов на рассматриваемых в работе сталях, наиболее подверженных окалинообразованию, лежит за пределами активного влияния на толщину диффузионного слоя /25/.
Рентгеноструктурный и фазовый анализ поверхностного слоя на сталях после нагрева
Рентгеноструктурный фазовый анализ покрытия проводили на образцах размером 20x20 мм, вырезанных из заготовок. Рентгенофазовый анализ осуществляли двумя методами: качественный - методом построения дебаеграмм в железном А и-излучении рентгеновского аппарата УРС-60 с фоторегистрацией на плёнку и количественный - методом «от шлифа» на автоматизированном рентгеновском дифрактометре ДРОН-3 в ко бальтовом А а-излучении. В качестве реперных отражений выбрали наиболее сильные по стандарту линии: для вюстита — (200) межплоскостное расстояние d/n = 0,214 нм, для магнетита - (311) - d/n = 0,253 нм, для а - гематита- (101) - d/n = 0, 271 нм, для у - гематита-(101)- d/n = 0,210 нм и для интерметаллида - (220) - d/n — 0,204 нм. Идентификацию фаз окалины и интерметаллида выполняли по международным стандартам ASTM с использованием соответствующей компьютерной программы.
На дифрактограммах поверхности образцов без покрытия, полученных методом "от шлифа", наблюдали интенсивные отражения от стальной основы и линии оксидов железа (приложение, С. 160). Межплоскостные расстояния d/n типичны для ОЦК-решётки ос-Fe с периодом а = 0,2862 нм. Толщина просвечивающего слоя окалины на поверхности образцов всех исследованных сталей не превышала 20 мкм — критическую глубину двукратного вульф-брэгговского рассеяния кобальтового А"а-излучения в толще оксидного слоя.
Данные фазового анализа окалины толщиной более 20 мкм получены методом построения дебаеграмм механически экстрагированного с поверхности металла поверхностного слоя (приложение, С. 161-163). В таблице 9 указаны величины относительной интенсивности основных линий оксидов железа, феррита стальной основы и примерное количество всех фаз с учётом стальной подложки.
Отсутствие отражений от металла, кроме соответствующих фазе FeAl, на дифрактограммах поверхности образцов с покрытием, полученных методом "от шлифа", свидетельствует о наличии массивного железо-алюминиевого диффузионного слоя, не пропускающего рентгеновские лучи сквозь покрытия (приложение, С. 164). Поэтому для определения фазового состава покрытий были получены дебаеграммы механически экстрагированного поверхностного слоя (приложение, С. 165-166). Расчёты показали, что железо-алюминиевый диффузионный слой представляет собой сплав FeAl, имеющий кубическую решётку (РтЗт) с близкими к a-Fe (ІтЗт) периодами в диапазоне: а = 0,2895-0,2907нм. Вариации периода решётки фазы FeAl переменного состава обусловлены концентрацией А1 и согласно равновесной диаграмме состояния системы FeAl эта концентрация не превышает 34%. При повышении содержания легирующих элементов в стали период решётки сплава FeAl изменяется в сторону увеличения. Эти изменения, возможно, связаны с торможением диффузии железа в алюминиевое покрытие при легировании стали ферритообразующими элементами (кремний, хром и др.). Кроме того, рентгенографическим методом было обнаружено, что в диффузионном слое наряду с эквиатомным соединением FeAl в зависимости от марки стали присутствуют в небольшом количестве интерметаллические фазы: FeAb, РегАЬ и РезАІ.
Порядок чередования Fe-Al-фаз при температуре ниже 500С в соответствии с равновесной диаграммой состояния следующий: РезАІ - FeAl — FeAb — Fe2Als — FeAb. В данном эксперименте после алюминирования горячекатаного листа, имеющего на поверхности ребровую текстуру, металл был нагрет до 1200С и достаточно быстро охлаждён на воздухе, т.е. не соблюдались равновесные условия образования фаз. Влияние термической обработки и анизотропной подложки — эти условия не соответствовали равновесным условиям. По-видимому, по этой причине в диффузионном слое всех образцов отсутствовала указанная выше последовательность фаз. Например, в покрытии на стали Зсп помимо фазы FeAl был обнаружен только интерметаллид Fe2Als, образующийся в результате реактивной диффузии. Образование этого интерметаллида и последующая дробеструйная обработка могут привести к появлению каверн, в отдельных местах проникающих глубоко в диффузионный слой (рисунок 20а). В диффузионном слое стали 09ХН2МД интерметаллиды РегАЬ не обнаружены, вместо них наряду с фазой FeAl рентгенографическим методом зарегистрирована упорядоченная свехструктурная фаза РезАІ. Отмечается некоторая "испорченность" диффузионного слоя после дробеструйной обработки. Плотный компактный диффузионный слой образовался на стали 10ХСНД. Он представлен фазами FeAl и FeAb. После дробеструйной обработки внешняя граница основной массы диффузионного слоя ровная. В основном диффузионный слой, за исключением отдельных участков поверхности, на исследуемых сталях ровный и плотный, поскольку состоит преимущественно из фазы FeAl.
Полученные результаты были использованы при проведении промышленных испытаний на более сложных объектах — стальных слябах, подвергнутых разной термической обработке, в реальных условиях металлургического производства.
Применение методики для расчета толщины диффузионного слоя, образующегося на слябах при их нагреве под прокатку
Разработанная методика была использована для расчета толщины диффузионного слоя, получаемого при нагреве слябов с алюминиевым покрытием под прокатку. В ОАО «Северсталь» в зависимости от назначения проката существуют несколько режимов нагрева слябов под прокатку. Для низколегированных сталей при отсутствии специальных требований к прокату принят следующий режим нагрева. Температура в методической зоне печи (ti) не должна превышать 1250С, в нижней сварочной зоне температура Оа) должна быть 1240-1260С, в верхней сварочной зоне (із) - 1230-1250С, в томильной зоне (tj) - 1240-1260С. Для сляба толщиной (Ьсл) 150 мм общее время нахождения в печи должно быть не менее 2,25 ч, причем время нахождения в томильной зоне (14) должно быть не менее 27 мин, для Ьсл = 190 мм - не менее 3 ч и не менее 36 мин, а для Ьсл 250 мм — не менее 4 ч и не менее 48 мин, соответственно. В качестве примера получена зависимость температуры на поверхности сляба марки сталь Зсп с алюминиевым покрытием от температуры в печи и времени нагрева (рисунок 29), которая была использована для построения зависимости толщины диффузионного слоя от режима нагрева и толщины сляба (рисунки 30,31). Расчеты были проведены для следующих режимов нагрева. Как было отмечено выше, для обеспечения эффективной защиты поверхностного слоя необходимо напылить такую толщину алюминиевого покрытия на поверхность сляба, чтобы при заданных режимах наїрева сляба данной марки на его поверхности образовался диффузионный слой без свободного алюминия. Для оценки толщины напыляемого алюминиевого покрытия воспользовались экспериментальными данными (таблица 11). Согласно расчетам по уравнению (32), в лабораторном эксперименте для стали Зсп следует напылять толщину покрытия 0,54±0,06 мм.
Для остальных марок сталей толщину диффузионного слоя, а, следовательно, и толщину напыляемого покрытия можно определить по разработанной методике, задавая все необходимые для расчета теплофизи-ческие свойства. Разработанная методика была использована для расчета толщины диффузионного слоя, получаемого при нагреве слябов с алюминиевым покрытием под прокатку и, соответственно, толщины напыляемого на них покрытия. 1. Установлена зависимость показателя, пропорционального коэффициенту диффузии, от температуры в интервале 700-1200С для системы «низколегированная сталь-А1 газотермическое покрытие», необходимая для расчета толщины диффузионного слоя. 2. Получена зависимость толщины напыляемого покрытия, от толщины образующегося диффузионного слоя, которое при заданных температурно-временных режимах отжига полностью переходит в диффузионный слой, что обеспечивает эффективную защиту поверхности низколегированной стали. 3.
Разработана методика расчета толщины алюминиевого газотермического покрытия, напыляемого на поверхность низколегированной стали для обеспечения ее эффективной защиты при высокой температуре. Методика основана на расчете толщины диффузионного слоя с учетом изменения температуры на поверхности заготовки и зависимости показателя, пропорционального коэффициенту диффузии, от температуры в интервале 700-1200С, и включает зависимость толщины напыляемого покрытия от толщины диффузионного слоя, которое при заданных температурно-временных режимах отжига полностью переходит в диффузионный слой.
