CC BY
38
ЭЛЕКТРОФИЗИЧЕСКИЕ И ЭЛЕКТРОХИМИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ОБРАБОТКИ
УДК 621.793; 621.794
Влияние электроискрового легирования на жаростойкость твердых сплавов
А. Д. Верхотуров, Л. А. Коневцов, П. С. Гордиенко, Е. С. Панин
Введение
Вольфрамсодержащие твердые сплавы (ВТС) характеризуются рядом свойств, обусловленных требованиями функционального назначения материала, в первую очередь материала для режущих инструментов (РИ) [1-3]. Это свойства, определяющие их работоспособность: физико-химические (жаростойкость, коррозионная стойкость и др.), эксплуатационные (износ, красностойкость), физико-механические (поведение материала под воздействием различных видов энергии в процессах резания (механической, химической, тепловой). Среди этих свойств важное практическое значение имеет жаропрочность — способность материала выдерживать механические нагрузки без существенных деформаций и не разрушаться при повышенных температурах. Жаропрочность включает в себя комплекс свойств, в том числе жаростойкость, сопротивление материала ползучести и длительному разрушению, способность противостоять химическому разрушению под действием окислительных сред при низких (до 1200 °С), средних (1200-2000 °С) и высоких (более 2000 °С) температурах.
Изменение массы образца при нагреве за счет термохимических реакций и притока вещества из окружающей среды, ее увеличение, например в результате поглощения кислорода, или убыль после удаления окалины с поверхности определяется количественно и может являться характеристикой жаростойкости. Скорость окисления оценивается интенсивностью изменения массы тела, отнесенной к единице поверхности и ко времени энергетического воздействия на данное тело: д = m/St, где т — масса, г; 5 — площадь, м2; t — время, ч.
Износостойкость РИ из ВТС, в свою очередь, зависит от свойств самого материала РИ, его структуры, химического состава, технологии получения, а также от обрабатываемого материала, условий эксплуатации и
отражает конечный результат действия всех факторов, определяющих работоспособность. К ним относятся форма рабочей поверхности РИ, изменения в поверхностном слое, его макро- и микроструктуре и элементном составе, достигнутые различными методами нанесения защитных покрытий, в том числе методом электроискрового легирования (ЭИЛ). Метод ЭИЛ отличается низкой энергоемкостью, простотой технологического процесса, экологической чистотой. На рис. 1 показан типичный ме-ханохимический износ передней поверхности токарного резца (ВК6) при вершине, который также наблюдается и на РИ из ВТС других типов при чистовой обработке стали 45.
Различные внешние воздействия и связанные с ними химические и фазовые переходы рабочих поверхностей РИ при резании металлов крайне сложны и разнообразны. При этом влияние выделяемой теплоты при механической обработке металлов на деструкцию режущего инструмента из ВТС является одним из очевидных доминирующих факторов, который поддается исследованию с привлечением современных физических и аналитических методов, например термического, рентгенофазового, металлографического анализа и электронной микроскопии. Известно, что в зоне разрушения (резания) температура может достигать 900 °С и выше, происходят термохимические реакции с по-
а) б)
Рис. 1. Износ на передней поверхности токарного резца из ВК6 после резания: а — без покрытия; б — с покрытием, полученным методом электроискрового легирования (анод — материал «ЦЛАБ-2»)
следующими изменениями механических, физических параметров, структурного и фазового состава самого РИ. В данной работе исследуется поведение ВТС в тепловых полях, механизм разрушения и методы упрочнения РИ.
Материалы, методы, оборудование
В качестве модельных объектов исследования были взяты образцы в виде пластин размерами ~4 х 6 х 8 мм3 вольфрама (W), карбидов (WC и TiC), кобальта (Со), то есть тех компонентов, которые входят в состав твердых сплавов РИ, а также образцы ВТС трех групп: ВК (ВКЗ, ВК6, ВК8), ТК (Т5К10, Т15К6, Т30К4), ТТ (ТТ10К8) и сплав ВК8ИМ, полученный в Институте материаловедения Хабаровского научного центра ДВО РАН по разработанной технологии совместно с ЗАО «ДВ-Тех-нология» [4]. Кроме того, в качестве анодного материала использовалась износостойкая композиционная керамика «ЦЛАБ-2» на основе ZrBg системы ZrBg-ZrSig-LaBg со связкой Ni-Cr-Al (30 % мол.), полученная методом горячего прессования в Институте проблем материаловедения НАН Украины.
Метод ЭИЛ впервые был открыт в 1943 году отечественным ученым Б. Р. Лазаренко, 100-летие которого отмечалось в 2010 году. Сущность ЭИЛ (по Б. Р. Лазаренко) заключается в том, что при сближении токопро-водящих электродов под напряжением происходит искровой разряд, сфокусированный пучок электронов ударяется в поверхность анода (рис. 2, а).
От анода отделяется капля расплавленного металла, которая движется к аноду
(рис. 2, б), закипает и взрывается. Цепь тока прерывается, сжимающие усилия электромагнитного поля исчезают, и расплавленные частицы летят к катоду (рис. 2, в), достигнув его, привариваются к нему, частично внедряются в его поверхность (рис. 2, г). Вслед за частицами движется электрод, связанный через электросхему с генератором импульсов, успевшим вновь накопить энергию. Через раскаленные частицы на катоде проходит второй импульс тока, сопровождающийся механическим ударом движущейся массы анода. Частицы свариваются, происходят химические реакции между ними и катодом. Механический удар по раскаленной массе материалов проковывает полученное покрытие (рис. 2, д). Далее анод движется вверх, а на катоде (обрабатываемой детали) остается прочно соединенный с ним слой материала анода (рис. 2, е). При многократных импульсах и движении анода по поверхности катода площадь покрытия увеличивается. Использовались установки для ЭИЛ: «Элитрон-22» с режимом: средний ток /ср = = 0,8 А; среднее напряжение UCp = 65 В; время импульса tm = 2 • 10"5 с; средняя частота импульсов уср = 100 имп/с, и «Корона-1101» с режимом: 1ср = 0,7 А; Ucp = 40 В; tH = = 12 • 10"5; уср = 50 имп/с.
Исследование жаростойкости ВТС
На рис. 3 приведены фотоснимки некоторых образцов до и после температурного воздействия (скорость нагрева — 20 °С/мин, диапазон температур — 25-1000 °С с последующим естественным охлаждением в дери-ватографе Q-1000.
Рис. 2. Схема процесса ЭИЛ: а — образование канала сквозной проводимости; б — образование капли расплавленного металла; в — взрыв расплавленной капли металла; г — прилипание и внедрение частиц на поверхности катода; д — «проковывание» покрытия; е — возврат анода:
8а — движение анода; 8Э — движение потока электронов; 8М — движение расплавленных частиц металла; Ам — химическое соединение расплавленных частиц металла с материалом катода
Рис. 3. Модельные образцы до и после окисления в воздушной среде: а — вольфрам до и после нагрева: Н — нарост окалины;
б — карбид вольфрама до и после нагрева: 1 — нарост;
в—е — карбид титана, кобальт, ВК8, Т30К4 после нагрева соответственно; ж — ВК8 при остывании: 1 — окалина; 2 — тигель (Pt);
з — ВК8 после нагрева: 1 — нарост окалины; 2 — защитное покрытие нитридоалюминооксидной керамикой
Следует отметить, что при температуре 1000 °С удельный прирост массы д карбида вольфрама превышает д вольфрама более чем в 4 раза, если сравнивать соответствующие показатели вольфрама и карбида титана, то у первого д в 10 раз больше. Образцы ВТС и WC, имеющие сравнительно низкую жаростойкость, значительно изменяют форму и размеры при нагревании, в то время как более жаростойкие образцы группы ТК (Т30К4, Т15К6) — несколько меньше, а еще меньше — модельные материалы W, Со, ТЮ.
В этих экспериментах было установлено, что окисление исследуемых материалов до температуры 650 °С незначительно. В данном диапазоне температур были получены наибольшие значения принятого показателя окисления, то есть удельного прироста массы д, для кобальта — 12,9 г/м2, вольфрама — 6,3 г/м2, карбида вольфрама — 0,7 г/м2.
На рис. 4 приведены зависимости энергии Гиббса Д^х.р от температуры для химических реакций:
2/3W + 02 = 2/3WOз; (1)
1/2ТЮ + 02 = 1/2ТЮ2 + 1/2С02; (2) 2/5WC + 02 = 2/5W0з + 2/5С02, (3)
откуда следует, что наиболее устойчивым соединением является карбид титана. Это следует и из экспериментальных данных по привесу образцов (рис. 5) при их нагреве в атмосфере воздуха до 1000 °С.
С повышением температуры до 750 °С у большинства образцов наблюдается заметный удельный прирост массы (д, г/м2) с наибольшим значением у WC и наименьшим у ТЮ. До температуры 1000-1150 К устойчивость W в окислительной среде выше, чем у карбида вольфрама, а при более высоких
-600 1
Рис. 4. Зависимость энергии Гиббса АСХ-р от температуры для химических реакций (1)-(3)
а)
250
i 35 5 30
j j
а
• 25 20 15
ч
£ 10
п
1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 Повышение жаростойкости-
б)
% 400
. 350
сы300
* 250
ос200 ир
р
е 150 '3 1 100
£
Рис. 5. Удельный прирост массы образцов при нагревании до 1000 °С (а) и зависимость удельного прироста массы образца q, г/м2) от температуры Т, °С (б):
I — WC; 2 — ТТ10КВ; 3 — Т5К10; 4 — ВКЗ; 5 — ВК6; 6 — ВК8; 7 — Т15К6; 8 — ВК8ИМ; 9 — ТЗ0К4; 10 — W;
II — Со; 12 — TiC
температурах становится ниже согласно расчетным данным по значению АОх р.
Из полученных данных следует, что жаростойкость ВТС возрастает с увеличением содержания в них карбида титана, причем повышение жаростойкости наиболее заметно при содержании Т более 10 %. Сравнительно высокая жаростойкость сплава ВК8ИМ объясняется высокой дисперсностью его составляющих ^С, Со).
В представленном ниже ряду материалов, жаростойкость, по полученным экспериментальным данным, увеличивается от WС до ТЮ: WС ^ ТТ10К8 ^ Т5К10 ^ ВК3 ^ ВК6 ^ ^ ВК8 ^ Т15К6 ^ ВК8ИМ ^ Т30К4 ^ W ^
^ Со ^ ТЮ. При эксплуатации жаростойкость твердых сплавов коррелирует с удельным приростом массы д (рис. 5, а).
Особый интерес при нагреве вольфрамсо-держащих образцов вызывает своеобразный нарост окалины толщиной Н, с образованием которого размеры образца после нагрева до 1000 °С превосходят исходные размеры в некоторых случаях в 1,4-2,0 раза (для WС, ВК8; рис. 3, б, ж). Формирование массы окалины идет в направлении, перпендикулярном к каждой внешней грани образца. Внешняя сторона окалины имеет слегка вогнутую поверхность. Плотность формируемой окалины от основания образца к верхней поверхности варьирует по величине, наибольшая плотность — на верхней вогнутой поверхности.
Металлографические исследования показали, что в поперечном сечении, от наружной поверхности к основе, окалина ВТС меняет цвет от коричневого и серо-голубого до серо-зеленого. Нижние слои окалины более рыхлые, более пористые и хрупкие, они содержат больше трещин. Микротвердость окалины Н^, где ц — диагональ отпечатка, мкм, для таких ВТС, как ВК6, ВК8, Т15К6, ТТ10К8, составляет в нижних слоях 0,20-0,40 ГПа, а в верхних слоях — 0,58-0,87 ГПа. Под окалиной у ВК8 твердость выше на 0,40 ГПа, а у ВК6, Т15К6, ТТ10К8 — ниже на 1,50-2,00 ГПа (при твердости ВТС 16,80-17,90 ГПа).
В диапазоне рабочих температур резания (620-1000 °С) в воздушной среде образцы ВТС интенсивно окисляются с образованием оксидов WOз, СО2 и шпинели СоW04, а у образцов групп ТК и ТТ образуется еще и оксид титана. При нагреве образца WС в среде аргона (Аг) до 1000 °С окалина визуально почти не наблюдается, а незначительное образование оксида W0з, фиксируемое с помощью электронного сканирующего микроскопа, вероятно, обусловлено допускаемой объемной долей примесей кислорода в среде аргона. На рис. 5, б приведен график зависимости удельного прироста массы образцов из модельных материалов Т1, ТЮ, Со, W, ВТС, WС от температуры нагрева.
Для сплава ВК8 был исследован рентгеновским методом фазовый состав поверхности после нагрева и выдержки во времени в следующем диапазоне температур: Т = 25 (1 ч), 400 (2 ч), 620 (1 ч), 670 (две съемки — 2 ч и 45 мин), 730 (1 ч), 800 (1 ч), 900 (11 ч) и 1000 °С (35 ч). Выявлено, что до температуры 400 °С появляются исходные фазы Со и WС, при 620 (1 ч) и 670 °С (45 мин) — WС, W0з, СоW04, а в интервале 670 (2 ч) —
№ 3 (63J/2011
hI
1000 °С (35 ч) — только W03 и C0WO4. При нагревании образца WC до 400 °С на рентгенограммах наблюдается только фаза самого карбида WC, а после прогрева до 600 °С наряду с WC появляется WO3. При дальнейшем нагревании WC до 1000 °С наблюдается только оксид WO3.
На поверхности образца а-Со выявлен после нагрева до 250 °С (2 ч) рентгеновским методом, оксидов практически не обнаружено. Начиная с температуры 350-670 °С наблюдается появление оксидных фаз CoO и C03O4. При 800-900 °С к этим фазам добавляется фаза P-Co, а при 1000 °С присутствуют только C03O4 и СоО. У образца W, устойчивого к окислению в течении 2 ч при температуре до 400 °С, при 600 °С фиксируется оксид WO3 и W, а при 700 °С и выше вольфрамовая подложка полностью перекрывается оксидом WO3. Судя по приведенным данным (образцы W, Co, WC, ВТС), структурные изменения материала РИ из ВТС начинаются уже при температуре 350 °С с окисления а-Со. Далее, при температуре около 600 °С, начинается интенсивная термодеструкция образца (WC-Со) с образованием WO3 и шпинели CoWO4.
В процессе обработки металлов резцом оксиды и кобальтовая шпинель легко выносятся из зоны резания снимаемой стружкой. В этом случае изучение состояния поверхности РИ следует выполнять не после завершения процесса резания, а непосредственно при резании, это станет объектом дальнейших исследований. Как отмечалось выше, наблюдаемая окалина хрупкая, она разрушается при небольших нагрузках, и уже при нагреве выше 730 °С в тепловых потоках процесса резания резко возрастает роль деструкции в результате термохимического процесса, которая становится доминирующим фактором в разрушении РИ из ВТС.
Полученные результаты однозначно приводят к выводу о необходимости создания защитных мер для металлокерамических режущих материалов из ВТС от термохимического окисления. Один из методов — это нанесение защитных покрытий. В настоящее время используют различные методы физико-химического осаждения покрытий: лазерное модифицирование, химическое газофазное и плазменное осаждение и др. [5].
На рис. 3, з показан образец ВТС из ВК8 с поверхностным защитным слоем из алюминия (методом ЭИЛ покрыта только нижняя поверхность образца). Видно, что нижняя поверхность с защитным покрытием А1 + ВК8, нанесенным методом ЭИЛ, после прогрева
до 1000 °С практически не окислилась, в то время как на остальных, незащищенных поверхностях образуется окалина (оксид W0з и кобальтовая шпинель CоW04), которая наблюдается только на незащищенных гранях.
Выполненные исследования жаростойкости образцов ВТС с защитными ЭИЛ-покры-тиями поверхностей после окисления на воздухе при нагреве от 25 до 1000 °С со скоростью 20 °С/мин показали, что во всех случаях жаростойкость образцов с покрытием выше, чем без покрытий, и увеличение окалины может быть значительно уменьшено (рис. 6). Исследования жаростойкости ВТС с покрытиями, нанесенными методом ЭИЛ, показали положительные результаты, такие покрытия значительно уменьшают образование и скорость роста окалины.
Нанесение данных покрытий в 4-10 раз уменьшает прирост массы образца ВТС при повышенных температурах. В отдельных случаях после нанесения защитных покрытий методом ЭИЛ (при использовании в качестве анода А1, ТД) значения жаростойкости образцов с покрытиями даже превосходят жаростойкость Тд.С, Со, ТД.
Максимальная стойкость к окислению соответствует системам ВК8/А1, ВК8/ТД и ТТ/«ЦЛАБ-2», ТК/«ЦЛАБ-2» с высокими значениями коэффициента массопереноса, то есть анодным материалам, обеспечивающим высокую сплошность покрытий, повышение жаростойкости при ЭИЛ. Полученные кинетические закономерности формирования легированного слоя (ЛС) при ЭИЛ ВТС, данные его состава, структуры и свойств показали, что ЛС имеет большую эффективность при формировании электродными боридными материалами, содержащими в качестве пластических добавок металлы (Сг, N1, Мо, А1), образующие твердые растворы с неограниченной растворимостью с элементами состава ВТС — Мо, Та, Сг; (Со) — N1, а также А1 из III группы таблицы Менделеева. При использовании этих электродов формируется ЛС, содержащий боридо-нитридную и алюми-нооксидную керамику (например, электроды на основе созданных систем ZгB2-ZгSi2-LаB0 и Т1С-ТДВ2 с №-Сг-А1 связкой), что повышает работоспособность РИ из ВТС.
По данным рентгенофазового анализа и изучения с помощью электронного сканирующего микроскопа установлено, что покрытие системы А1/ВК8, нанесенное методом ЭИЛ, представляет собой сложную композиционную нитридно-алюминооксидную керамику, включающую WN и WC с гексагональными кристаллическими решетками, у-А^0з
и Т5К10 (в 14,0 раз), в ряде случаев при ЭИЛ А и Т — в 15 раз; при ЭИЛ двумя последовательными слоями А1 + Т — даже более чем в 40 раз.
Эффект коррозионной защиты покрытий, нанесенных ЭИЛ, связан с образованием кор-розионностойких высокотемпературных фаз при окислении (как в стационарных условиях в окалине, так и в процессах трибо-окисления в зоне трибоконтакта). Кроме того, в процессе трибоокисления наружный слой покрытия, взаимодействующий с обрабатываемой деталью, участвует в формировании полиоксидной пленки в зоне трения, играющей роль твердой смазки при сухом трении.
Выводы
С повышением скорости обработки при резании, а следовательно, температуры в зоне обработки, возрастает скорость термохимических реакций, которая приводит к образованию хрупких шпинелей с низкой твердостью, что понижает работоспособность РИ из ВТС.
Для повышения работоспособности РИ из ВТС в первую очередь необходимо понизить трибоокислительный процесс путем ограничения поступления кислорода в зону резания, например нанести на рабочие поверхности ВТС жаропрочные высокотвердые покрытия методом ЭИЛ.
Жаростойкость ВТС может быть значительно повышена благодаря применению ЭИЛ-по-крытий А1, Т1, Сг, а также износостойкой композиционной керамики «ЦЛАБ-22» на основе ZгВ2 системы ZгВ2-ZгSi2-LaВ0 со связкой №-Сг-А1 (30 мол. %). При этом жаростойкость образцов возрастает в 4-5 раз; в ряде случаев (при ЭИЛ А1 и Т) — в 15 раз; при ЭИЛ двумя последовательными слоями А1 + Т даже более чем в 40 раз.
При ЭИЛ ВТС металлами на поверхности ВТС образуются композиционные материалы высокой коррозионной стойкости, повышающие эксплуатационные свойства. Сопротивляемость окислению ВТС может быть одним из критериев работоспособности РИ при обработке металлов резанием.
Литература
1. Елютин В. П., Павлов Ю. А. Высокотемпературные материалы. М.: Металлургия, 1972. Ч. 1. 264 с.
2. Киффер Р., Бенезовский Ф. Твердые сплавы. М.: Металлургия, 1971. 392 с.
700 800 900 1000 Т °С
Рис. 6. Удельный прирост массы TiC, Со и ВТС с ЭИЛ-покрытиями при нагреве 20 °С/мин до 1000 °С и охлаждении в течение 1 ч после окисления на воздухе (а):
1 — ТТ10К8/Цл; 2 — ВК8/А1; 3 — Т5К10/Цл; 4 — ВК8/Сг; 5 — BK8/Ti; 6 — Со; 7 — Т5К10/А1; 8 — TiC; 9 — ВК8ИМ/ А1; 10 — Т5К10ДА1 + Ti); 11 — Т15К6/А1 (первое обозначение — материал образца; второе — материал покрытия)
и графики удельного прироста (б):
1 — ВК8/ЦЛ; 2 — ТТ10К8/Цл; 3 — ВК8/А1; 4 — Т5К10/Цл; 5 — ВК8/Т
и Y-AI2O3. При этом фазовый состав покрытия изменяется с ростом температуры. При нагревании до 350 °С и выдержке 2 ч в поверхностном слое покрытия появляется фаза 8-A1203, при 600 °С — фазы Al2O4, A112W, AlWO3. При нагревании до 700-1000 °С — фазы WC, WN и у-А120з с кубической решеткой. ЭИЛ-покрытие из композита «ЦЛАБ-2» на основе ZrB2 системы ZrB2-ZrSi2-LaBg со связкой Ni-Cr-Al (30 мол. %) повышает жаростойкость сплава ВК6 более чем в 3,5 раза и почти на порядок — сплав ТТ10К8 (в 9,5 раз)
к
120
1 2 3 4 5 6 7
Повышение жаростойкости ■
3. Самсонов Г. В., Винницкий И. М. Тугоплавкие соединения: Справочник. 2-е изд. М.: Металлургия, 1976. 558 с.
4. Фадеев В. С. Научные основы разработки и получения слоистых композиционных материалов на поверхности твердых сплавов и оксидной керамики для повы-
шения работоспособности режущего инструмента: Дис.... д-ра техн. наук. Якутск: ИПС СО РАН, 2005. 390 с. 5. Фадеев В. С., Верхотуров А. Д., Паладин Н. М. и др.
Разработка и создание слоистых материалов инструментального назначения с заданным градиентом свойств // Перспективные материалы. 2004. № 5. С. 45-52.
УДК 621.797
Формирование износостойких покрытий на прецизионных узлах трения
Л. Б. Леонтьев, Н. П. Шапкин, А. Л. Леонтьев
Основной причиной отказов плунжерных пар топливных насосов высокого давления судовых дизелей является потеря гидроплотности вследствие увеличения зазора между плунжером и втулкой из-за абразивного изнашивания сопряженных поверхностей трения, а также гидроабразивного, кавитацион-но-эрозионного изнашивания. Реже встречаются отказы из-за задира и заедания, которые приводят к заклиниванию плунжера во втулке. Исследование рабочих поверхностей плунжерных пар, поступающих на восстановление (объем выборки свыше 5 тыс. шт.), позволил установить, как часто встречается износ и повреждения того или иного вида:
• абразивный износ плунжера и втулки — 74 %;
• гидроабразивный износ отсечной кромки плунжера — 16 %;
• кавитационно-эрозионный износ в районе отсечного отверстия втулки — 7 %;
• кавитационно-эрозионный износ в районе отсечной кромки плунжера — 2 %;
• задиры (заклинивание) — 1 %.
Среди видов изнашивания доминирует абразивное. В топливе всегда имеются твердые механические частицы, причем преимущественно размером 1-5 мкм (это окислы кремния, алюминия, железа и цинка). Содержание окислов кремния в топливе достигает 50 % от общего количества примесей. Окислы кремния и алюминия отличаются высокой твердостью и оказывают наиболее существенное абразивное воздействие (создают износы, задиры) на поверхности прецизионных деталей топливной аппаратуры [1].
Для прецизионных деталей наибольшую опасность представляют частицы размером от 2 до 10 мкм, соизмеримые с зазором, так как при некачественной очистке топлива они попадают в зазор и вызывают интенсивное изнашивание. Оказавшиеся в зазоре между плунжером и втулкой частицы интенсивно изнашивают верхнюю часть плунжера и соответствующую часть втулки [1]. Причем большему износу подвергается плунжер, величина его износа в золотниковой части в 2,0-2,5 раза превышает величину износа втулки в верхней части.
При восстановлении и плунжерных пар топливных насосов высокого давления судовых дизелей широко используется пористое хромирование, которое отличается следующими свойствами:
• удовлетворительная прирабатываемость к различным сопряженным нехромирован-ным поверхностям;
• более низкий коэффициент трения пары «пористый хром — сталь» по сравнению с парой «сталь — сталь» (в среднем на 25 %);
• хорошее сцепление с основным металлом, исключающее возможность скалывания и выкрашивания хрома при работе трущихся деталей;
• высокая износостойкость при повышенных давлениях, температуре до 500 °С в коррозионных средах.
Однако гальванический хром имеет ряд недостатков. Хром обладает низкой адгезией и высоким уровнем остаточных растягивающих напряжений, проявляющихся при нанесении толстых покрытий. Другой недостаток
