4.4. Effect of carbon content in st

4.4. Effect of carbon content in steel substrate on microstructure of the coatings

The steel grade Q235C was used as substrate for this investigation. The major difference in alloy composition between this steel grade and steel 45# used in previous sections is in the carbon content. The carbon content in the former is specified in the range of ≤ 0.17 wt.%, which is much lower than that in the latter, which is in the range of 0.42–0.5 wt.%.

It is also evident that the surface showed a wavy profile and the thickness of the Cr-enriched interdiffusion zone was not uniform (Fig. 8a). These features were caused by the internal Cr-carbide precipitation in the Cr-enriched interdiffusion zone. As illustrated in Fig. 8a, the thickness of the Cr-enriched interdiffusion zone at the location marked out by the elliptic circle was noticeably smaller than at other locations. At this marked out location, a semi-continuous line of Cr-carbide precipitates was present across the thickness of Cr-enriched interdiffusion zone and it was oriented at a small angle to the thickness direction. The inward Cr diffusion would be slower at this location because of the presence of this semi-continuous line of Cr-carbide precipitates as Cr diffusion in Cr-carbide is likely to slower than in steel matrix. Consequently, the growth of the Cr-enriched interdiffusion zone will be slower at the locations where such a semi-continuous line of Cr-carbide precipitates is present than at locations where such a semi-continuous line of Cr-carbide precipitates was not present. As the growth of the Cr-enriched interdiffusion zone was accompanied by volume increase, the un-even inward Cr diffusion rates would lead to a non-uniform diffusion layer thickness across the surface plane, resulting in a wavy surface when viewed at the cross section under SEM.

It is relevant to point out that, despite the shape change in the surface as discussed above, there was no spallation or microcracks in the outer Cr2N layer. On the one hand, this surface shape change took place at processing temperatures at which the steel substrate would become quite soft and hence stresses raised in the coating as different coating layers grew would be relaxed by creep in steel substrate at high temperatures. On the other hand, the Cr concentration showed a decreasing depth profile in the Cr-enriched interdiffusion zone (Fig. 8b), which provided an intermediate layer in which thermal expansion changed gradually in the thickness direction, which alleviated the adverse effect of residual thermal stresses arising during cooling and hence ensured the integrity of the outer Cr2N layer. In fact, these mechanisms operated in all the coatings described in previous sections.

As described previously, the outer Cr2N layer thickness on steel Q235C after coating at 1100 °C for 4 h was approximately 9 μm. This was much thinner than that formed on steel 45# (about 17 μm) under the same processing conditions (see Section 4.1). Indeed, it was observed in general in this study that the outer Cr2N layer grew more easily on steel 45# than on steel Q235C, despite the fact that an inner Cr-carbide layer always formed in the surface of the former steel grade, but not in the surface of the latter steel grade. Thus, the formation of the inner Cr-carbide layer did not hinder but facilitated the growth of the outer Cr2N layer.

ผลลัพธ์ (ไทย) 1:

4.4. ผลของปริมาณคาร์บอนในเหล็กพื้นผิวโครงสร้างจุลภาคของเคลือบเหล็กเกรด Q235C ใช้เป็นพื้นผิวสำหรับการตรวจสอบนี้ ความแตกต่างสำคัญในองค์ประกอบของโลหะผสมระหว่างเกรดเหล็กและเหล็กกล้าอันดับ 45 ใช้ในส่วนก่อนหน้านี้คือในคาร์บอน มีระบุปริมาณคาร์บอนในอดีตในช่วง≤ 0.17 wt.% ซึ่งมีน้อยกว่าที่หลัง ซึ่งอยู่ในช่วงของ 0.42 – 0.5 wt.%ก็ยังเห็นได้ชัดว่า รูปหยักแสดงพื้นผิว และความหนาของโซน interdiffusion อุดม Cr ไม่สม่ำเสมอ (มะเดื่อ 8a) คุณลักษณะเหล่านี้เกิดจากฝนคาร์ไบด์ Cr ภายในโซน interdiffusion อุดม Cr ดังที่แสดงในมะเดื่อ 8a ความหนาของอุดม Cr interdiffusion เขตพื้นที่ที่สถานที่ไปตามวงกลมรูปไข่มีขนาดเล็กอย่างเห็นได้ชัดกว่าในสถานอื่น ๆ ที่นี้ทำเครื่องหมายตำแหน่งที่ตั้ง สายต่อเนื่องกึ่งของคาร์ไบด์ Cr precipitates ปัจจุบันข้ามความหนาของอุดม Cr interdiffusion โซน และมันเน้นเล็กมุมทิศทางความหนา กระจายกลิ่นเข้า Cr จะช้าในตำแหน่งนี้เนื่องจากสถานะของบรรทัดนี้ต่อเนื่องกึ่งของคาร์ไบด์ Cr precipitates เป็น Cr แพร่กระจายของคาร์ไบด์ Cr จะช้ากว่าในเหล็ก จึง การเจริญเติบโตของโซน interdiffusion อุดม Cr จะช้าลงในสถานที่บรรทัดดังกล่าวต่อเนื่องกึ่งของคาร์ไบด์ Cr precipitates มีอยู่มากกว่าที่สถานที่ดังกล่าวต่อเนื่องกึ่งสายของคาร์ไบด์ Cr precipitates ไม่ Volume เพิ่มพร้อมกับการเจริญเติบโตของ Cr อุดมโซน interdiffusion แม้ไม่เข้า Cr แพร่ราคาจะนำไปสู่การกระจายไม่สม่ำเสมอความหนากราฟพื้นผิว ส่งผลให้พื้นผิวที่หยักเมื่อดูที่ส่วนข้ามใต้เชมเกี่ยวข้องเพื่อชี้ให้เห็นว่า แม้ มีการเปลี่ยนแปลงรูปร่างพื้นผิวตามที่กล่าวไว้ข้างต้น มันมี spallation หรือ microcracks ใน Cr2N ชั้นนอกไม่ได้ มือ การเปลี่ยนแปลงรูปร่างพื้นผิวนี้เกิดที่กำลังประมวลผลอุณหภูมิที่พื้นผิวเหล็กจะกลายเป็นค่อนข้างนุ่ม และดังนั้น จะผ่อนคลายเครียดยกในการเคลือบเป็นชั้นเคลือบแตกต่างเติบโตมา โดยคืบในพื้นผิวเหล็กที่อุณหภูมิสูงขึ้น บนมืออื่น ๆ ความเข้มข้นของ Cr พบโปรไฟล์ลึกลดในอุดม Cr interdiffusion โซน (มะเดื่อ 8b), ซึ่งให้การที่ความร้อนเปลี่ยนแปลงค่อย ๆ ในทิศทางความหนา ซึ่งบรรเทาผลของความเค้นความร้อนที่เกิดขึ้นในช่วงเย็น และมั่นใจดังนั้น ความสมบูรณ์ของ Cr2N ชั้นนอก ชั้นกลาง ในความเป็นจริง กลไกเหล่านี้ดำเนินในเคลือบทั้งหมดที่อธิบายไว้ในส่วนก่อนหน้าตามที่อธิบายไว้ก่อนหน้านี้ ชั้นหนาด้านนอกของ Cr2N บน เหล็ก Q235C หลังจากเคลือบ 1100 ° c สำหรับ 4 h ประมาณ 9 ไมครอน นี้เป็นมากบางกว่าที่เกิดขึ้นในเหล็ก 45# (ประมาณ 17 ไมครอน) ภายใต้เงื่อนไขการประมวลผลเดียว (ดูหัวข้อ 4.1) จริง พบทั่วไปในการศึกษานี้ว่า ชั้น Cr2N นอกเติบโตได้ง่ายขึ้นบน 45# เหล็กมากกว่าเหล็ก Q235C แม้ว่า Cr คาร์ไบด์ภายในชั้นมักจะเกิดขึ้น ในพื้นผิวของเหล็กเกรดอดีต แต่ ในพื้นผิวของเหล็กเกรดหลังไม่ ดังนั้น การก่อตัวของคาร์ไบด์ Cr ชั้นภายในไม่ได้เป็นอุปสรรคต่อ แต่อำนวยการเติบโตของ Cr2N ชั้นนอก

ผลลัพธ์ (ไทย) 2:

4.4 ผลกระทบของปริมาณคาร์บอนในพื้นผิวเหล็กจุลภาคของสารเคลือบ

Q235C เกรดเหล็กถูกนำมาใช้เป็นสารตั้งต้นสำหรับการตรวจสอบนี้ แตกต่างที่สำคัญในองค์ประกอบของโลหะผสมระหว่างเหล็กเกรดนี้และเหล็ก 45 # ใช้ในส่วนก่อนหน้าอยู่ในปริมาณคาร์บอน ปริมาณคาร์บอนในอดีตที่ระบุไว้ในช่วงของ≤ 0.17 WT.% ซึ่งต่ำกว่าที่อยู่ในหลังซึ่งอยู่ในช่วง 0.42-0.5 WT.% ได้.

นอกจากนี้ยังเห็นได้ชัดว่าพื้นผิวที่แสดงให้เห็นว่า รายละเอียดหยักและความหนาของโซนแพร่ Cr-อุดมก็ไม่เหมือนกัน (รูป. 8A) คุณสมบัติเหล่านี้เกิดจากการตกตะกอนภายใน Cr-คาร์ไบด์ในเขตแพร่ Cr-อุดม ดังแสดงในรูปที่ 8A ความหนาของโซนแพร่ Cr-อุดมไปที่สถานที่ที่ทำเครื่องหมายออกจากวงกลมรูปไข่อย่างเห็นได้ชัดขนาดเล็กกว่าที่สถานที่อื่น ๆ ที่สถานที่ทำเครื่องหมายนี้ออกแนวกึ่งต่อเนื่องของการตกตะกอน Cr-คาร์ไบด์ถูกนำเสนอผ่านความหนาของโซนแพร่ Cr-อุดมและมันก็มุ่งเน้นที่มุมเล็ก ๆ ไปยังทิศทางที่มีความหนา ขาเข้า Cr แพร่จะช้าลงในตำแหน่งนี้เพราะการปรากฏตัวของสายนี้กึ่งต่อเนื่องของ Cr-คาร์ไบด์ตกตะกอนเป็น Cr การแพร่กระจายใน Cr-คาร์ไบด์มีแนวโน้มที่จะช้ากว่าในเนื้อเหล็ก ดังนั้นการเติบโตของโซนแพร่ Cr-อุดมจะช้าในสถานที่ดังกล่าวเป็นเส้นกึ่งต่อเนื่องของ Cr-คาร์ไบด์ตกตะกอนเป็นปัจจุบันกว่าในสถานที่ดังกล่าวเป็นเส้นกึ่งต่อเนื่องของการตกตะกอน Cr-คาร์ไบด์ไม่ได้อยู่ การเจริญเติบโตของโซนแพร่ Cr-อุดมที่มาพร้อมกับการเพิ่มขึ้นของปริมาณยกเลิกแม้กระทั่งเข้า Cr อัตราการแพร่กระจายจะนำไปสู่ความไม่สม่ำเสมอความหนาของชั้นการแพร่กระจายทั่วระนาบพื้นผิวส่งผลให้พื้นผิวหยักเมื่อมองที่ตัดขวาง ภายใต้ SEM.

มันมีความเกี่ยวข้องกับชี้ให้เห็นว่าแม้จะมีการเปลี่ยนแปลงรูปร่างในผิวตามที่กล่าวไว้ข้างต้นไม่มี Spallation หรือ microcracks ในชั้น Cr2N นอก ในมือข้างหนึ่งนี้การเปลี่ยนแปลงรูปร่างพื้นผิวที่เกิดขึ้นในการประมวลผลที่อุณหภูมิที่พื้นผิวเหล็กจะกลายเป็นที่ค่อนข้างนุ่มและด้วยเหตุนี้เน้นการเติบโตในการเคลือบผิวชั้นเคลือบที่แตกต่างกันเพิ่มขึ้นจะได้รับการผ่อนคลายจากการคืบในพื้นผิวเหล็กที่อุณหภูมิสูง ในทางตรงกันข้ามความเข้มข้น Cr พบว่ามีรายละเอียดเชิงลึกลดลงในเขตแพร่ Cr-อุดม (รูป. 8B) ซึ่งให้ชั้นกลางที่ขยายความร้อนค่อยๆเปลี่ยนไปในทิศทางที่มีความหนาซึ่งช่วยบรรเทาผลกระทบจากการที่เหลือการระบายความร้อน ความเครียดที่เกิดขึ้นในระหว่างการระบายความร้อนและด้วยเหตุนี้ทำให้มั่นใจความสมบูรณ์ของชั้น Cr2N ด้านนอก ในความเป็นจริงกลไกเหล่านี้ดำเนินการในการเคลือบทั้งหมดที่อธิบายไว้ในส่วนก่อนหน้า.

ตามที่อธิบายไว้ก่อนหน้านี้ความหนาของชั้นนอก Cr2N บน Q235C เหล็กเคลือบหลังจากที่ 1,100 องศาเซลเซียสเป็นเวลา 4 ชั่วโมงก็ประมาณ 9 ไมโครเมตร นี่คือบางกว่ามากที่เกิดขึ้นบนเหล็ก 45 # (ประมาณ 17 ไมครอน) ภายใต้เงื่อนไขการประมวลผลแบบเดียวกัน (ดูมาตรา 4.1) อันที่จริงมันก็สังเกตเห็นโดยทั่วไปในการศึกษานี้ที่ชั้น Cr2N นอกขยายตัวได้ง่ายขึ้นในเหล็ก 45 # กว่า Q235C เหล็กแม้จะมีความจริงที่ว่าชั้น Cr-คาร์ไบด์ภายในที่เกิดขึ้นเสมอในพื้นผิวของเหล็กเกรดอดีต แต่ไม่ได้ ในพื้นผิวของเหล็กเกรดหลัง ดังนั้นการก่อตัวของชั้น Cr-คาร์ไบด์ด้านในไม่ได้ขัดขวาง แต่อำนวยความสะดวกในการเจริญเติบโตของชั้น Cr2N ด้านนอก

ผลลัพธ์ (ไทย) 3:

4.4 . ผลของปริมาณคาร์บอนสูงเหล็กโครงสร้างจุลภาคของผิวเคลือบเกรดเหล็ก q235c ถูกใช้เป็นวัสดุในการสอบสวน แตกต่างที่สำคัญในองค์ประกอบของโลหะผสมระหว่างเหล็กและเหล็กเกรด 45 # ใช้ในก่อนหน้านี้ ส่วนในเนื้อหาคาร์บอน . ปริมาณคาร์บอนในอดีตที่ระบุไว้ในช่วง≤ 0.17 % โดยน้ำหนัก ซึ่งต่ำกว่าที่ในระยะหลัง ซึ่งอยู่ในช่วง 0.42 และ 0.5 โดยน้ำหนัก .นอกจากนี้ยังพบว่าพื้นผิวมีรายละเอียดหยัก และความหนาของ CR ด้วย interdiffusion โซนไม่สม่ำเสมอ ( ภาพที่ 8A ) คุณสมบัติเหล่านี้เกิดจากภายในโครเมียมคาร์ไบด์ตกตะกอนใน CR อุดม interdiffusion โซน ตามที่แสดงในรูปที่ 8A , ความหนาของ CR ด้วย interdiffusion โซนที่ตำแหน่งที่ทำเครื่องหมายโดยวงกลมรูปก็ชัดกว่าที่สถานที่อื่น ๆ นี้เครื่องหมายออกสถานที่ กึ่งต่อเนื่องของโครเมียมคาร์ไบด์เส้นตะกอนอยู่ในความหนาของ CR ด้วย interdiffusion โซนและถูกวางในมุมเล็ก ๆความหนาของทิศทาง การแพร่โครเมียมด้านในจะช้ากว่าที่สถานที่นี้เพราะการแสดงตนของกึ่งสายนี้อย่างต่อเนื่องของโครเมียมคาร์ไบด์ตะกอนโครเมียมคาร์ไบด์เป็นการแพร่ใน CR น่าจะช้ากว่าในโครงสร้างเหล็ก ดังนั้นการเจริญเติบโตของ CR ด้วย interdiffusion โซนจะช้ากว่าที่สถานที่เช่นกึ่งต่อเนื่องของโครเมียมคาร์ไบด์เส้นตะกอนเป็นปัจจุบันมากกว่าที่สถานที่เช่นกึ่งต่อเนื่องสายโครเมียมคาร์ไบด์ precipitates ไม่ได้ในปัจจุบัน การเติบโตของ CR ด้วย interdiffusion โซนพร้อมกับเพิ่มปริมาณ , และแม้กระทั่งจาก CR ราคาจะนำไปสู่การแพร่กระจายทั่วพื้นผิวความหนาชั้นผิวเครื่องบิน ส่งผลให้พื้นผิวหยักเมื่อดูที่รูปตัดใน SEMมันเป็นที่เกี่ยวข้องกับการชี้ให้เห็นว่าแม้จะมีรูปร่างเปลี่ยนพื้นผิวตามที่กล่าวไว้ข้างต้น ไม่มี spallation หรือ microcracks ในชั้น cr2n ชั้นนอก ในมือข้างหนึ่ง , นี้ผิวรูปร่างเปลี่ยนเอาสถานที่ที่อุณหภูมิที่พื้นผิวของเหล็กจะกลายเป็นอ่อนมากและด้วยเหตุนี้ความเครียดขึ้นในผิวชั้นเคลือบที่แตกต่างกันก็จะผ่อนคลายลง โดยการคืบของพื้นผิวเหล็กที่อุณหภูมิสูง บนมืออื่น ๆ , ความเข้มข้นของโครเมียมพบว่าลดความลึกของโปรไฟล์ใน CR อุดม interdiffusion โซน ( ภาพที่ 8B ) ซึ่งให้เป็นสื่อกลางในชั้นซึ่งการขยายตัวในทิศทางที่เปลี่ยนไปเรื่อย ๆความหนา ซึ่งทำให้ผลกระทบจากความเครียดที่เกิดขึ้นในช่วงเย็นและความร้อนตกค้าง จึงมั่นใจในความสมบูรณ์ของชั้น cr2n ชั้นนอก ในความเป็นจริง กลไกเหล่านี้ดำเนินการในเคลือบไว้ก่อนส่วนตามที่อธิบายไว้ก่อนหน้านี้ นอก cr2n ความหนาชั้นเคลือบเหล็กบน q235c หลัง 1100 ° C เป็นเวลา 4 ชั่วโมง อยู่ที่ประมาณ 9 μม. นี้มากบางกว่านั้นเกิดขึ้นบนเหล็ก 45 # ( ประมาณ 17 μ M ) ภายใต้สภาวะเดียวกัน ( ดูที่ส่วน 4.1 ) แน่นอน พบทั่วไปในการศึกษานี้ที่ชั้น cr2n รอบนอกขยายตัวมากขึ้นได้อย่างง่ายดายบนเหล็ก 45 # กว่า q235c เหล็ก , แม้จะมีความจริงที่ว่าในโครเมียมคาร์ไบด์ชั้นมักจะเกิดขึ้นในพื้นผิวของอดีต เหล็กเกรด แต่ไม่ได้อยู่ในพื้นผิวของเกรดเหล็กหลัง ดังนั้น การก่อตัวของชั้นในคาร์ไบด์ CR ไม่ได้ขัดขวาง แต่เกิดการเจริญเติบโตของชั้น cr2n ชั้นนอก