Электронная библиотека диссертаций и авторефератов России
dslib.net
Библиотека диссертаций
Навигация
Каталог диссертаций России
Англоязычные диссертации
Диссертации бесплатно
Предстоящие защиты
Рецензии на автореферат
Отчисления авторам
Мой кабинет
Заказы: забрать, оплатить
Мой личный счет
Мой профиль
Мой авторский профиль
Подписки на рассылки



расширенный поиск

Модифицирование металла шва наноразмерными частицами карбида вольфрама и нитрида титана при сварке под флюсом низколегированных низкоуглеродистых сталей Панкратов Александр Сергеевич

Диссертация - 480 руб., доставка 10 минут, круглосуточно, без выходных и праздников

Автореферат - бесплатно, доставка 10 минут, круглосуточно, без выходных и праздников

Панкратов Александр Сергеевич. Модифицирование металла шва наноразмерными частицами карбида вольфрама и нитрида титана при сварке под флюсом низколегированных низкоуглеродистых сталей: диссертация ... кандидата Технических наук: 05.02.10 / Панкратов Александр Сергеевич;[Место защиты: ФГБОУ ВО Московский государственный технический университет имени Н.Э. Баумана (национальный исследовательский университет)], 2017.- 155 с.

Содержание к диссертации

Введение

ГЛАВА 1. Обоснование применения дисперсно наполненного алюмоматричного композиционного материала в качестве антифрикционного и задачи исследования 13

1.1.Традиционные материалы подшипников скольжения паровых турбин 13

1.2. Антифрикционные материалы на основе алюминия для подшипников скольжения паровых турбин 17

1.3. Нанесение покрытий из алюминиевых композиционных материалов на стальную основу 1.3.1. Особенности создания соединений сталь-алюминий 22

1.3.2. Способы нанесения алюминиевых покрытий на поверхность стали 29

1.4. Постановка задач исследования 38

ГЛАВА 2. Материалы и методы исследования 41

2.1. Применяемые материалы и методы получения покрытия 41

2.1.1. Применяемые материалы 41

2.1.2. Получение промежуточных слоев 42

2.1.3. Получение покрытий

2.2. Выбор допустимой доли наполнителя в присадочном материале 49

2.3. Методы исследования структуры образцов 51

2.3.1. Определение параметров диффузионной зоны 52

2.3.2. Оценка распределения частиц в наплавленном композиционном покрытии 54

2.4. Измерение температур 58

2.5. Определение механических и трибологических свойств

2.5.1. Определение микротвердости 59

2.5.2. Определение адгезионной прочности 60

2.5.3. Испытания на трение и износ 61 Стр.

ГЛАВА 3. Исследование диффузионного слоя на границе раздела сталь-алюминиевый сплав и механических свойств биметаллических соединений соединения 64

3.1. Исследование диффузионной зоны при нанесении промежуточных слоев из алюминия 64

3.1.1. Исследование диффузионной зоны на границе раздела сталь-алюминиевый промежуточный слой, полученный жидкофазным методом 64

3.1.2. Исследование диффузионной зоны на границе раздела сталь-алюминиевый промежуточный слой, полученный твердофазным методом 67

3.2. Исследование влияния процесса нанесения алюмоматричного покрытия на характеристики диффузионной зоны на границе раздела сталь-промежуточный слой 70

3.2.1. Исследование диффузионной зоны на границе раздела сталь-алюминий при нанесении покрытия на сталь с промежуточный слоем из цинка 70

3.2.2.Исследование диффузионной зоны на границе раздела сталь-алюминий при нанесении покрытия на сталь с полным проплавлением промежуточного слоя из алюминия 75

3.2.2.1.Нанесение покрытия на сталь с промежуточным слоем из алюминия, полученного дуговым алитированием 76

3.2.2.2. Нанесение покрытия на сталь с промежуточным слоем из алюминия, полученным сваркой взрывом 79

3.3. Исследование диффузионной зоны на границе раздела сталь алюминий, при нанесении покрытия на промежуточный слой алюминия, полученного сваркой взрывом и отсутствием контакта расплава и стальной основы 88

3.4. Схемы формирования диффузионной зоны 91

3.6. Выводы по главе 3 97 Стр.

ГЛАВА 4. Разработка математической модели для оценки теплового воздействия процесса аргонодуговой наплавки алюмоматричного композиционного материала на стальную пластину с алюминиевым промежуточным слоем 100

4.1. Программное обеспечение для создания математической модели 102

4.2. Математическое описание условий процесса аргонодуговой наплавки 107

4.3. Верификация результатов моделирования 111

4.4. Определение предельной температуры нагрева, обеспечивающей

максимальную прочность соединения 120

4.8. Выводы по главе 4 124

ГЛАВА 5. Разработка технологии аргонодуговой наплавки композиционного материала системы al-sic на сегмент упорного подшипника скольжения 126

5.1. Выбор доли наполнителя в покрытии из композиционного материала 126

5.1.1. Оценка распределения частиц в наплавленном покрытии 127

5.1.2. Исследование влияния содержания частиц SiC в наплавляемых прутках из композиционного материала на жидкотекучесть 133

5.2. Исследование трибологических свойств покрытий из алюмоматричных композиционных материалов, полученных аргонодуговой наплавкой 134

5.3. Определение необходимой толщины покрытия колодки упорного подшипника 139

5.4. Выводы по главе 5 140

Общие выводы и заключение по работе 142

Список литературы

Введение к работе

Актуальность работы. Растущие объемы строительства опасных и ответственных сварных металлоконструкций в условиях низких температур накладывают дополнительные требования на механические характеристики сварных соединений, в частности, ударную вязкость сварного шва и стабильность ее значений. Одним из способов сварки, широко применяемым на таких объектах, является автоматическая дуговая сварка под слоем флюса. Однако применение этого способа может вызвать интенсивный рост зерна в шве и околошовной зоне (ОШЗ) вследствие большого тепловложения, что ведет к падению значений ударной вязкости.

Одним из перспективных способов воздействия на механические характеристики металла шва является его модифицирование. Модифицирование металла шва позволяет увеличить механические свойства, и, в частности, ударную вязкость. При этом применение элементов-модификаторов может не вызывать значительного удорожания сварочных материалов по сравнению с традиционными подходами (например, легированием никелем).

Из четырех основных типов модификаторов наибольший интерес при сварке представляют собой модификаторы, выступающие в качестве центров кристаллизации. Для этого размер частиц, вводимых в готовом виде, должен быть достаточно мал (не более 500 нм). Традиционно для этого применяли подход, при котором в расплав сварочной ванны вводили химические элементы, которые реагировали в реакционной зоне сварочной ванны с образованием тугоплавких соединений искомого размера и концентрации. Однако при таком подходе возникает сложность с контролем требуемого размера тугоплавких частиц и их состава. Образование тугоплавких составляющих зависит от температурных и временных параметров их возникновения. Особый интерес представляет введение таких соединений в готовом виде. Но это стало возможным только за счёт развития нанотехнологий. Аналитический обзор показал, что в данном направлении существует заинтересованность исследователей, однако работы, в основном, носят поисковый характер.

Из вышеизложенного следует, что разработка технологии сварки с
применением наноразмерных элементов-модификаторов имеет

исключительную актуальность.

Актуальность выбранной темы диссертационного исследования

подтверждается его выполнением в рамках реализации федеральной целевой
программы «Исследования и разработки по приоритетным направлениям
развития научно-технического комплекса России на 2014 – 2020 годы» по теме
«Разработка принципов модифицирования металла шва сварных соединений
низкоуглеродистых низколегированных сталей за счет применения

наноразмерных частиц» (Соглашение № 14.548.21.0216 от 28.09.2016 г., уникальный идентификатор ПНИЭР RFMEFI57816X0216).

Целью работы является повышение ударной вязкости металла шва сварных соединений из низкоуглеродистых низколегированных сталей за счет модифицирования металла шва наноразмерными частицами.

Задачи исследования.

  1. На основе литературного анализа определить составы тугоплавких наноразмерных частиц, уже опробованных для модифицирования металлов и сплавов в различных технологических процессах.

  2. Обосновать способ введения наноразмерных частиц в сварочную ванну на основании термодинамического расчета и предварительных экспериментов.

  3. Предложить присадочный материал для сварки под флюсом с применением наноразмерных тугоплавких частиц.

  4. Провести экспериментальные исследования по выбранной схеме сварки и определить влияние тугоплавких наноразмерных частиц на ударную вязкость металла шва.

  5. На основании экспериментальных исследований определить влияние тугоплавких наноразмерных частиц на структуру металла шва.

  6. Определить состав тугоплавких наноразмерных частиц, оказывающих наибольшее влияние на свойства металла шва при сварке низкоуглеродистых низколегированных сталей.

  7. Разработать технологические рекомендации по дуговой сварке под флюсом низкоуглеродистых низколегированных сталей.

Методы исследования. Результаты работы получены путем

теоретических и экспериментальных исследований. Эксперименты по сварке проводили с применением оборудования для автоматической двухдуговой сварки под слоем флюса. Металлографический анализ структуры сварного шва проводили с использованием оптических микроскопов Биомед-2 и Axiovert 200. Механические свойства металла шва определяли путём испытаний образцов типа X на ударный изгиб (ГОСТ 6696) на копре маятниковом ИО 5003-0.3 при температуре испытаний – 20 С. Исследования фрактограмм изломов проводили на электронных микроскопах Helios, ESCAN VEGA II с системой рентгеноспектрального микроанализа Oxford INCA Energy 350. Обработку полученных данных проводили с использованием стандартных программ Microsoft Excel, MathCAD и AutoCAD.

Ценность выполненных исследований: показана перспективность применения наноразмерных частиц карбида вольфрама для модифицирования металла шва при автоматической сварке под флюсом с целью повышения

значений ударной вязкости. Даны практические рекомендации по введения наноразмерных частиц в расплав сварочной ванны.

Научная новизна диссертационной работы состоит в следующем:

  1. Показано, что введение наноразмерных частиц в сварочную ванну через лигатуру, предварительно расположенную в разделке, обеспечивает модифицирование металла шва и рост значений ударной вязкости.

  2. Установлено, что частицы нитрида титана при их введении в головную часть сварочной ванны диссоциируют с образованием титана и азота. При этом титан участвует в процессах раскисления и легирования металла шва, а азот формирует газовые полости (поры, каналы), что приводит к увеличению разброса значений ударной вязкости.

  3. Установлено, что частицы карбида вольфрама при их введении в головную часть сварочной ванны сохраняются в металле шва и выполняют функцию модификатора, что приводит к снижению как размера зерна не менее чем в 2 раза, так и к снижению разброса этого показателя и, как следствие, к увеличению среднего значения ударной вязкости не менее чем на 35 % и снижению разбросу ее значений не менее чем на 40 %.

Практическая значимость. Предложен вариант введения наноразмерных
частиц карбида вольфрама в расплав сварочной ванны при автоматической
сварке под флюсом. Показана нецелесообразность увеличения объема засыпки
лигатуры т.к. избыток кислорода, содержащегося между гранулами, вызывает
частичное окисление карбида вольфрама, что приводит к увеличению разброса
значений ударной вязкости металла шва. Рекомендуется ограничивать введение
на уровне 0,04 об.% композиционных гранул по отношению к металлу шва, что,
в частности, соответствует площади засыпки 7 мм2 при выполнении сварного
соединения С-19 по ГОСТ 8713 пластин толщиной 10 мм. Результаты работы
были использованы при разработке электродной и присадочной порошковой
проволоки, содержащей наноразмерные частицы в шихте и приняты к
внедрению при производстве присадочной и электродной проволоки, в шихту
которых введены наноразмерные частицы, в ООО «НИИМонтаж»

(г. Краснодар).

Достоверность и точность результатов работы подтверждается использованием научно-обоснованных и апробированных методик инженерного анализа и обработки данных, результатами опытной верификации полученных теоретических результатов.

На защиту выносятся:

1. Влияние наноразмерных частиц карбида вольфрама на структуру и

свойства металла шва.

2. Механизм поведения наноразмерных частиц нитрида титана при

попадании их в головную часть сварочной ванны при автоматической сварке под флюсом и их влияние на структуру и свойства металла шва.

Апробация работы.

Основные результаты работы доложены на VI Международной конференции молодых ученых «Будущее машиностроения России» (г. Москва, 2013 г.), VII Международной конференции молодых ученых «Будущее машиностроения России» (г. Москва, 2014 г.), VII Всероссийской конференции молодых ученых и специалистов «Будущее машиностроения России» (г. Москва,

2015 г.), IX Всероссийской конференции молодых ученых и специалистов
«Будущее машиностроения России» (г. Москва, 2016 г.), Международной
научно-практической конференции «Технические науки: научные приоритеты
ученых» (г. Пермь, 2016), III Международной научно-практической
конференции «Новые технологии и проблемы технических наук» (г. Красноярск,

2016 г.) и на научном семинаре кафедры «Технологии сварки и диагностики»
МГТУ им. Н.Э. Баумана (г. Москва, 2016).

Личный вклад соискателя заключается в непосредственном участии в исследовательской работе по теме диссертации на всех этапах. Им лично выполнен литературный обзор по теме исследования, выполнены теоретические и экспериментальные исследования, выполнена обработка результатов и их обобщение, подготовлены и сделаны доклады на конференциях и семинарах.

Публикации: материалы диссертации отражены в 5 печатных работах, в том числе 3 в изданиях по перечню ВАК РФ (общий объем 1,23 п.л.)

Структура и объем диссертации. Диссертационная работа изложена на 134 страницах машинописного текста, иллюстрируется 57 рисунками, содержит 18 таблиц, состоит из введения, четырёх глав, общих выводов и рекомендаций, списка литературы (97 наименований).

Нанесение покрытий из алюминиевых композиционных материалов на стальную основу

В многочисленных работах Миронова, Буше отмечено, что применение алюминиевых антифрикционных сплавов в узлах трения имеет преимущества по сравнению с баббитами и бронзовыми сплавами, в число которых входят [6,16]: - повышенная износостойкость и задиростойкость; - коррозионная стойкость; - отсутствие хрупкого разрушения вала вследствие расплавления антифрикционного слоя, поскольку алюминиевые сплавы не являются поверхностно-активными; - способность эффективно поглощать абразивные частицы. По сравнению с баббитами, алюминиевые антифрикционные сплавы также имеют более широкий диапазон рабочих температур, ограниченный верхним значением 120С, и большую несущую способность [17]. Необходимую прирабатываемость и уменьшение значения коэффициента трения удается достичь нанесением на поверхность алюминиевого слоя тонкого приработочного покрытия на основе олова [18,19].

Целесообразность применения алюминиевых сплавов вместо бронзовых доказана многолетним опытом эксплуатации на железнодорожном транспорте сталеалюминиевых вкладышей, успешно заменивших сталебронзовые с гальваническим покрытием [20]. Однако для алюминиевых антифрикционных сплавов характерно возникновение повреждений в переходных и неустановившихся режимах работы, особенно во время пуска-останова [21]. Поэтому возникает необходимость увеличения задиростойкости и износостойкости этих материалов. Этого удается достичь за счет введения в состав алюминиевых сплавов высокомодульных керамических частиц. Разработанные за последнее время дисперсно-наполненные алюмоматричные КМ обладают лучшим сочетанием трибологических свойств, что обуславливает их применение взамен традиционных антифрикционных материалов [22,23]. Среди алюмоматричных дисперсно-наполненных материалов наибольшее промышленное применение получили КМ системы Al-SiC, представляющие собой металлическую алюминиевую матрицу, наполненную твердыми частицами карбида кремния (Рисунок 1.5).

Эти материалы обладают комплексом полезных физических и технологических свойств, имеют коэффициент трения на уровне традиционных антифрикционных сплавов, в сочетании с большей, в 8-10 раз, износостойкостью [7,8,22–26] (Рисунок 1.6). Причем трибологические характеристики КМ можно выбирать за счет сочетания состава матрицы, размера и содержания дисперсных частиц SiC [22]. Сравнение износостойкости алюмоматричного КМ и традиционных антифрикционных материалов [8] Применение таких КМ в качестве покрытий на колодках подшипников скольжения паровых турбин целесообразно с точки зрения увеличения нагрузочной способности подшипника, продления ресурса его работы за счет увеличения износостойкости и уменьшения вероятности поломки в случае нештатных ситуаций.

На сегодняшний день известны работы по получению композиционных покрытий системы Al-SiC процессами дуговой наплавки [27,28], плазменного напыления [29,30], лазерного оплавления композиционных порошковых смесей [31] или наплавки трением [32]. Однако, все эти способы опробованы только для нанесения на алюминиевую подложку.

Среди них наибольшим потенциалом для промышленного внедрения обладают процессы дуговой наплавки. Согласно результатам исследований влияния способа нанесения покрытий из КМ системы Al-SiC на трибологические свойства, процессы дуговой наплавки позволяют получить покрытия с наибольшим уровнем износостойкости в результате сфероидизации частиц и диспергирования структуры матрицы (Рисунок 1.7) [33].

Зависимость интенсивности изнашивания (Im) от удельной нагрузки для образцов из антифрикционного сплава литых КМ и покрытий из КМ, полученных различными способами [33] Результаты испытаний на сухое трение скольжения литых образцов КМ системы Al-SiC на основе сплавов АК12 (10-13% Si, 0,6% Cu, 0,5% Mn, 0,1% Mg, 0,3% Zn, 0,7% Fe, 0,1% Ni, 0,1% Ti, Al – остальное, ГОСТ 1583-93) и слоев, полученных процессом аргонодуговой наплавки на поверхность пластины из алюминиевого сплава АМг3 ( 0,5% Fe, 0,5 – 0,8% Si, 0,3 – 0,6% Mn, 0,05% Cr, 0,1% Ti. 0,1% Cu, 3,2 – 3,8% Mg, 0,2% Zn, Al – остальное, ГОСТ 4784-97) присадками близкими к этим КМ по составу и сравнение их с антифрикционным сплавом АОМ20-1 ( 0,5% Fe, 0,5% Si, 0,02 – 0,2% Ti, 0,7–1,2% Cu, 0,25% Zn, 17–23% Sn, Al – остальное, ГОСТ 14113-78), широко применяемым в технике, показали существенно меньшие значения интенсивности и коэффициента изнашивания. Кроме того, при удельных нагрузках более 0,44 МПа антифрикционный сплав АОМ 20-1 переходит в задир, в то время как КМ сохраняют свою работоспособность и при больших удельных нагрузках (Рисунок 1.8) [25].

Выбор допустимой доли наполнителя в присадочном материале

Из литературного обзора следует, что дисперсно-наполненные КМ системы Al-SiC обладают рядом ценных особенностей по сравнению с традиционными антифрикционными сплавами, применяемыми в подшипниках скольжения энергетических установок (паровых турбин). Их применение в качестве рабочего слоя на стальных колодках подшипников скольжения позволит при сохранении коэффициента трения повысить износостойкость, расширить диапазон трибонагружения, что уменьшит вероятность поломки при нештатных ситуациях, вызывающих выход из строя узлов трения в процессе эксплуатации. Поэтому дисперсно-наполненные КМ системы Al-SiC являются весьма перспективными для применения в подшипниках скольжения энергетического оборудования.

При выборе состава матрицы и наполнителя КМ для создания покрытия следует руководствоваться ограничением на содержание дисперсных частиц в матрице алюминиевого сплава не выше 10% для сохранения антифрикционных свойств, а также использовать матрицу с содержанием кремния близких к эвтектическому для уменьшения диффузионного взаимодействия алюминиевого сплава с твердой сталью и снижению степени диссоциации частиц SiC в процессе аргонодуговой наплавки.

Анализ литературных и патентных источников показал, что при получении сталеалюминиевых неразъемных соединений требуется учитывать не только особенности материалов, связанные с различием в их свойствах, но и металлургическую несовместимость, результатом которой является химическое взаимодействие и образование на границе раздела слоя, состоящего из интерметаллидов системы Al-Fe. Причем на кинетику процесса образования данных интерметаллидов основное влияние оказывают факторы, главными из которых являются температура нагрева, время пребывания при данной температуре, а также легирующие элементы, входящие в состав матричного сплава КМ. Наличие интерметаллидов на границе раздела сталь-алюминий отрицательно сказывается на свойствах биметаллических конструкций, поскольку приводит к охрупчиванию соединения и уменьшению прочностных характеристик. В тоже время требованиями к подшипникам скольжения паровых турбин установлены прочностные характеристики на уровне не ниже 60 МПа.

Проведенное сопоставление возможностей твердофазных и жидкофазных процессов получения покрытий из КМ системы Al-SiC на рабочих поверхностях подшипников скольжения позволило установить, что жидкофазные методы позволяют получать биметаллические сталеалюминиевые соединения, не уступающие по прочностным характеристикам соединениям, полученным твердофазными методами. Кроме того, твердофазные методы имеют ограничения по геометрии соединяемых поверхностей, а также твердости алюминиевых сплавов (не более 480 HV). В сравнении с ними жидкофазные методы характеризуются простотой, технологичностью и меньшей стоимостью оборудования и являются предпочтительными. Однако, при осуществлении жидкофазных процессов совмещения, одним из основных требований является обеспечение смачиваемости твердой стали жидким алюминием, для чего на поверхность стали предварительно наносят промежуточные переходные слои из цинка или алюминия. Среди жидкофазных методов процесс аргонодуговой наплавки наиболее перспективен для внедрения в промышленность поскольку обеспечивает максимальный уровень триботехнических характеристик, а также характеризуется универсальностью и позволяет получить как готовое покрытие необходимой формы и размеров без дополнительной механической обработки, так и осуществлять их последующий ремонт. Основными особенностями при создании антифрикционных алюминиевых покрытий на поверхности стали процессом аргонодуговой наплавки является различная температура плавления стали и алюминия, и образование в диффузионной зоне по границе соединения интерметаллидов. Образование соединение происходит при условии растекания по поверхности твердой стали расплава матричного сплава КМ, поэтому требуется нанесение промежуточных покрытий на поверхность стали, обеспечивающих смачивание стали расплавом. Интерметаллиды, обладая высокой твердостью и низкими значениями предела прочности, образуют на границе раздела сталь-алюминий сплошной слой, с увеличением толщины которого прочностные характеристики сталеалюминиевых соединений уменьшаются. В связи с этим возникает необходимость ограничить рост толщины интерметаллидного слоя.

Проведенный анализ литературных данных позволил сформулировать задачи данной работы. Задачи исследований: 1.Провести исследование состава и структуры интерметаллидного слоя, образующегося на границе раздела сталь-алюминий биметаллических соединений. Выявить влияние технологии совмещения (параметров режима; состава и способа нанесения промежуточных переходных слоев) на характеристики интерметаллидного слоя (состав, геометрические размеры, характер). 2. Исследовать зависимость механических свойств биметаллических соединений и особенностей структурно-фазового состава границы раздела от режимов и технологии совмещения. 3. Разработать математическую модель, позволяющую оценить термическое воздействие процесса наплавки КМ на сталь с нанесенным промежуточным слоем. 4. Разработать технологические рекомендации для изготовления биметаллических сталеалюминиевых соединений с рабочим слоем из дисперсно-наполненных КМ системы Al-SiC на примере упорного подшипника скольжения паровой турбины.

Исследование диффузионной зоны на границе раздела сталь-алюминиевый промежуточный слой, полученный жидкофазным методом

Область интерметаллидного слоя, прилегающая к наплавленному слою из алюминия марки А5, имеет среднюю толщину 3,6 мкм и состоит из интерметаллидов на основе алюминия FeAl3 и Fe2Al5, обладающих максимальными среди интерметаллидов двойной системы Fe-Al значениями твердости, (Рисунок 3.2). Образование интерметаллидной фазы FeAl3 со стороны алюминия происходит в первую очередь при контакте алюминиевого расплава с твердой сталью за счет растворения железа в алюминии. В дальнейшем со стороны стали формируется фаза Fe2Al5 в результате химического взаимодействия по реакции FeAl3+Fe=Fe2Al5 (Рисунок 3.2). Интерметаллиды на основе железа Fe2Al3, FeAl, Fe3Al, имеющие меньшую твердость, располагаются на границе Fe2Al5 и стали, в области интерметаллидного слоя со стороны стальной подложки и характеризуются формой языкообразных выростов в направлении стали, образуя при этом сплошной слой переменной толщины, среднее значение которой составляет 4,6 мкм (Рисунок 3.2). Рисунок 3.2. Распределение химических элементов в интерметаллидном слое на границе раздела сталь-алюминий образца, полученного в результате дуговой наплавки по технологии CMT подслоя из алюминия марки А5

Разные значения толщин областей в интерметаллидном слое, формируемых интерметаллидами на основе алюминия и железа, соответственно 3,6 и 4,3 мкм, связаны с большей длительностью процесса диффузии алюминия в железо по сравнению с противоположным по направлению процессом диффузии железа в алюминий. Неравномерность толщины интерметаллидного слоя обусловлена анизотропией диффузионных свойств интерметаллидной фазы Fe2Al5, которая выражается в способности прохождения атомов алюминия в направлении роста оси «с» (Рисунок 3.3) [77].

Схема роста интерметаллидов от поверхности контакта стали с алюминиевым расплавом в сторону стали [77] Максимальные значения толщины интерметаллидного слоя со стороны стальной подложки наблюдаются при соблюдении условий роста кристалла Fe2Al5 по нормали к поверхности стали. Отклонение направления роста кристаллов от нормали к поверхности скорости стали приводит к уменьшению значений скорости роста вплоть до полного его прекращения со стороны стали. Образование интерметаллидов на границе раздела сталь-алюминий сопровождается значительным увеличением объема конечной фазы по сравнению с объемом стали и алюминия, вступающих в реакцию. Образующиеся новые слои интерметаллидов оказывают силовое воздействие на ранее образовавшиеся. Возникающие в результате такого воздействия значительные напряжения могут привести к появлению в слое интерметаллидов продольных трещин [77], что объясняет наличие трещины в полученном образце (Рисунок 3.1).

Биметаллические образцы с промежуточным слоем из алюминия АД1, полученные сваркой взрывом, характеризуются наличием на границе раздела сталь-алюминий диффузионной зоны, состоящей из интерметаллидов системы Fe-Al в виде оплавов, имеющих дискретный характер и неравномерную толщину от 5 до 30 мкм (в среднем 16 мкм), а также зон свободных от оплавов (Рисунок 3.4).

Микроструктура интерметаллидного слоя на границе раздела сталь-алюминий образца с промежуточным слоем из алюминия марки АД1, полученного сваркой взрывом Кроме того, наблюдаются многочисленные отколы интерметаллидной фазы, расположенные в свариваемых материалах на удалении до 50 мкм от границы раздела металлов по всей протяженности границы раздела сталь-алюминий. Оплавы однородны по строению и образованы преимущественно интерметаллидами состава: Fe2Al5, FeAl5 и FeAl6 (Рисунок 3.5.). Указанные фазы формируются при высоких скоростях кристаллизации, характерных для процесса сварки взрывом и их появление согласуется с результатами авторов работ [14,78,79].

Химический состав оплавов на границе раздела образца с промежуточным слоем из алюминия марки АД1, полученного сваркой взрывом Результаты измерения микротвердости диффузионной зоны позволили выделить в ней различные области: оплавы, имеющие микротвердость по всему своему объему в диапазоне 1010-1222 HV; включения эвтектик и твердого раствора, характеризующиеся средним значением микротвердости 723HV, а также зоны, свободные от оплавов со значениями микротвердости в диапазоне 65-104HV. При этом значения микротвердости материала промежуточного слоя АД1 и подложки из стали 20 составляют в среднем 47 HV и 210 HV соответственно (Рисунок 3.6).

Значения адгезионной прочности подслоя из алюминия марки АД1, нанесенного на стальное основание процессом сварки взрывом, определенные при испытаниях на срез по ОСТ 92 8629-75 составили от 37 МПа до 65 МПа при среднем значении 51 МПа, на отрыв по РД 31.28.09-93 от 65 до 128 МПа при среднем значении 110 МПа. Большой разброс значений при испытаниях по оценке адгезионной прочности может быть связан с различными значениями относительной протяженности и размера интерметаллидной фазы по площади контакта алюминиевого подслоя и стальной основы. На типичных фрактограммах образцов, характеризующихся максимальными значениями адгезионной прочности, присутствуют области ямочного излома, свидетельствующие о локализации пластической деформации по границам зерен, приводящей к возникновению вязкого разрушения [80,81]. Результаты рентгеноспектрального анализа областей ямочного излома показали присутствие в них алюминия без следов интерметаллидной фазы, что свидетельствуют о разрушении в этих местах по материалу алюминиевого промежуточного слоя (Рисунок 3.7).

Исследование диффузионной зоны на границе раздела сталь алюминий, при нанесении покрытия на промежуточный слой алюминия, полученного сваркой взрывом и отсутствием контакта расплава и стальной основы

Как было отмечено в главах 1 и 3, особое влияние на структуру диффузионной зоны между стальным основанием и слоем на основе алюминия оказывает термическое воздействие процесса аргонодуговой наплавки, которое определяет кинетику диффузионных процессов. В соответствии с литературными данными, образование интерметаллидов Fe-Al при малом времени контакта, происходит при температуре выше 660С [91,92]. При этом для образцов, соединенных сваркой давлением температура начала образования интерметаллидов Fe-Al точно не установлена и по разным данным составляет от 352С до 530С [38,85].

Зависимость между изменениями структуры диффузионной зоны и термическим воздействием на нее процесса аргонодуговой наплавки может быть установлена исключительно при учете фактических значений температур в областях диффузионной зоны, где произошли эти изменения. Однако, непосредственное измерение температур в этих областях практически неосуществимо. Кроме того, частота опроса существующих в настоящее время приборов для регистрации температуры не всегда является достаточной для построения реального сварочно-термического цикла по причине ограниченного числа точек измерения, в связи с чем возникает необходимость многократного повторения таких измерений для повышения точности полученных значений и подтверждения их достоверности. Поэтому создание математической модели тепловых процессов, происходящих при аргонодуговой наплавке алюмоматричных КМ на стальную подложку позволит снизить количество необходимых экспериментов и расширить возможности по определению температур не только в диффузионной зоне границы раздела, но и в любой точке исследуемого образца. Кроме того, после верификации, данная модель позволит проводить расчеты для изделий любой геометрии, что имеет важное значение при разработке технологии аргонодуговой наплавки антифрикционных покрытий из КМ.

Термическое воздействие процесса аргонодуговой наплавки характеризуется сочетанием высоких скоростей роста температуры под электрической дугой и скоростей охлаждения после удаления концентрированного источника нагрева. При этом из трех параметров (максимальная температура нагрева; время охлаждения и дифференциальной характеристики произведения максимальной температуры на время охлаждения) определяющих процесс получения неразъемного сталеалюминиевого соединения с применением концентрированного источника нагрева, наибольший эффект на скорость роста интерметаллидов оказывает максимальная температура нагрева диффузионной зоны [85]. В связи с этим главной задачей, решаемой в данной работе при моделировании, являлось определение максимальных значений температур нагрева, при превышении которых в процессе аргонодуговой наплавки алюмокремниевого слоя происходит развитие диффузионных процессов на границе раздела сталь-алюминиевый промежуточный слой, приводящих к изменению структуры диффузионной зоны.

Работы по определению зависимости между изменениями структуры диффузионной зоны и термическим воздействием на нее процесса аргонодуговой наплавки проводили в следующей последовательности: 1. Создание математической модели процесса аргонодуговой наплавки на поверхность массивного тела с применением известных в сварке принципов моделирования; 2. Верификация созданной модели на массивной алюминиевой пластине; 102 3. Адаптация математической модели к условиям аргонодуговой наплавки алюмоматричного КМ на биметаллическое основание с промежуточным слоем из алюминия на поверхности стали; 4. Верификация адаптированной математической модели на биметаллических образцах, имитирующих основание подшипника скольжения; 5. Определение температурных условий в области активации диффузионных процессов. 4.1. Программное обеспечение для создания математической модели Моделирование термического воздействия процесса аргонодуговой наплавки на образец проводилось в программном комплексе «СВАРКА» (далее ПК «СВАРКА»), разработанном на кафедре «Технологии сварки и диагностики» МГТУ им. Н.Э. Баумана. Данный комплекс позволяет осуществить компьютерное моделирование физических процессов, происходящих в металлах при сварке или наплавке [93]. Расчеты значений требуемых величин в ПК «СВАРКА» проводятся по методу конечных элементов, который в настоящее время признан одним из наиболее эффективных для компьютерного моделирования [94].

Исходными данными для проведения расчетов тепловых процессов в ПК «СВАРКА» являются [95]: - геометрические параметры объекта моделирования; - таблица соответствий между номерами элементов и номерами материалов, заполняющих элементы объекта моделирования; - таблицы теплофизических свойств материалов объекта моделирования; - параметры тепловых нагрузок источника нагрева; - граничные условия объекта моделирования для температурной задачи; - вспомогательные параметры, определяющие порядок выполнения расчетов. Решение задачи моделирования разделено на несколько этапов. На первом из них происходит подготовка данных для решения, заключающаяся в создании геометрической модели и задании свойств материала, а также граничных условий объекта моделирования.

Создание геометрической модели объекта начинается с построения его плоского сечения в интерактивном графическом редакторе ПК «СВАРКА». Объемная модель строится автоматически, путем выдавливания из контура построенного плоского сечения по прямой или круговой траектории. При моделировании процесса аргонодуговой наплавки алюминиевого сплава на поверхность стали, имеющей промежуточный слой из алюминия, полученный процессом сварки взрывом, геометрическая модель задается в виде единого тела, состоящего из различных материалов (Рисунок 4.1).