Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Экзогенное модифицирование и армирование металлов и сплавов 17
1.1. Постановка проблемы, современное состояние вопроса 17
1.2. Антифрикционные композиционные материалы, дисперсно упрочненные тугоплавкими частицами экзогенного характера, способы их получения и принципы работы 25
1.2.1. Классификация композиционных материалов и способы их изготовления 25
1.2.2. Эксплуатационные свойства антифрикционных композиционных материалов 35
1.2.3. Основные методы получения антифрикционных дисперсно упрочненных композиционных материалов и вопросы их свариваемости 43
1.3. Экзогенное модифицирование направленного металла функциональных покрытий и металла шва наноразмерными частицами 53
1.3.1. Общие принципы экзогенного модифицирования в сварочном производстве 53
1.3.2. Применение экзогенного модифицирования в сварочном производстве 57
1.3.3. Экзогенное модифицирование направленного металла 58
1.4. Постановка задач исследования 66
Глава 2. Основные физико-химические и металлургические процессы, определяющие возможность экзогенного модифицирования и армированная наплавленного металла функциональных покрытий и металла шва 71
2.1. Физико-химические и металлургические процессы, протекающие в расплаве дисперсно-упрочненных композиционных материалов 71
2.1.1. Кинетика химического взаимодействия армирующей фазы с матрицей 71
2.1.2. Расчетная оценка влияния легирования матричного сплава кремнием на взаимодействие Al с SiC 77
2.3. Влияние количества армирующих частиц на формирование наплавленного покрытия 87
2.2. Физико-химические и металлургические процессы, протекающие в зоне контакта сталь/алюминий 91
2.3. Физико-химические и металлургические процессы, протекающие в расплаве модифицированных сплавов баббита 97
2.4. Физико-химические и металлургические процессы, протекающие в расплаве в присутствии вещества наноразмерных частиц 102
2.5. Выводы по главе 2 134
Глава 3. Исходные материалы и методы исследования экзогенного модифицирования и армирования наплавленного металла функциональных покрытий и металла шва 137
3.1. Выбор и обоснование составов антифрикционных материалов на основе цветных сплавов и разработка присадочных материалов 137
3.1.1. Выбор, обоснование и разработка сварочных материалов, обеспечивающих армирование антифрикционного наплавленного материала 137
3.1.2. Выбор, обоснование и разработка сварочных материалов, обеспечивающих модифицирование антифрикционного наплавленного материала 142
3.2. Разработка присадочных материалов, обеспечивающих модифицирование сварного шва 153
3.3. Выбор и обоснование схем и режимов для проведения исследований по армированию антифрикционных покрытий на базе алюминиевых сплавов 161
3.4. Выбор и обоснование схем и режимов для проведения исследований сварки взрывом АКМ 170
3.5. Выбор и обоснование схем и режимов для проведения исследований нанесения АКМ на стальную подложку 171
3.6. Выбор и обоснование схем и режимов для проведения исследований плазменно-порошковой наплавки антифрикционных покрытий на базе баббита, модифицированных УНТ 173
3.7. Выбор и обоснование схем и режимов для проведения исследований по модифицированию металла шва наноразмерными частицами 178
3.7.1. Выбор режимов для проведения исследований по модифицированию металла шва наноразмерными частицами с использованием «лигатуры» 178
3.7.2. Выбор режимов для проведения исследований по модифицированию металла шва наноразмерными частицами с присадочной порошковой проволоки 189
3.8. Методы исследования антифрикционных армированных и модифицированных покрытий на основе цветных сплавов 204
3.9. Методы исследования металла шва, модифицированного нанораз-мерными частицами 210
3.10. Выводы по главе 3 212
Глава 4. Влияние экзогенного модифицирования и армирования наплавленного металла на структуру функциональных покрытий и металла шва 215
4.1. Влияние экзогенного армирования наплавленного металла на структуру антифрикционных покрытий 215
4.1.1. Влияние экзогенного армирования частицами карбида кремния наплавленного металла на основе алюминиевых сплавов на структуру антифрикционных покрытий 215
4.1.2. Влияние экзогенного армирования частицами карбида кремния наплавленного металла на основе алюминиевых сплавов на структуру образцов, полученных для проведения испытаний на трение и износ по схеме «втулка-втулка» 225
4.1.3. Влияние экзогенного армирования частицами карбида кремния наплавленного металла на основе алюминиевых сплавов на структуру покрытий, полученных сваркой взрывом 229
4.1.4. Исследование структуры диффузионной зоны при нанесении АКМ на стальную подложку 2 4.2. Влияние экзогенного модифицирования УНТ наплавленного металла на основе сплавов баббита на структуру антифрикционных покрытий 246
4.3. Влияние экзогенного модифицирования наноразмерными частицами металла шва на его структуру 255
4.3.1. Влияние экзогенного модифицирования наноразмерными частицами металла шва на его структуру при использовании присадочного материала в виде «лигатуры» 255
4.3.2. Влияние экзогенного модифицирования наноразмерными частицами металла шва на его структуру при использовании присадочного материала в виде порошковой проволоки 266
4.4. Выводы по главе 4 284
Глава 5. Влияние экзогенного модифицирования и армирования наплавленного металла на эксплуатационные свойства функциональных покрытий и металла шва 291
5.1. Влияние экзогенного армирования наплавленного металла на эксплуатационные свойства антифрикционных покрытий 291
5.1.1. Влияние экзогенного армирования частицами карбида кремния наплавленного металла на основе алюминиевых сплавов на эксплуатационные свойства антифрикционных покрытий 291
5.1.2. Исследование адгезионной прочности покрытий на основе алюминиевых сплавов, армированных частицами карбида кремния, при нанесении их на стальную подложку 308
5.2. Влияние экзогенного модифицирования УНТ наплавленного металла на основе сплавов баббита на эксплуатационные свойства антифрикционных покрытий 310
5.3. Влияние экзогенного модифицирования наноразмерными частицами металла шва на его эксплуатационные свойства 317
5.3.1. Влияние экзогенного модифицирования наноразмерными частицами металла шва на его эксплуатационные свойства при двухдуговой сварке под флюсом с применением «лигатуры» 318
5.3.2. Влияние экзогенного модифицирования наноразмерными частицами металла шва на его эксплуатационные свойства при дуговой сварке под флюсом с применением присадочной порошковой проволоки 327
5.4. Выводы по главе 5 343
Основные выводы и результаты 346
Список литературы 350
Приложение 373
- Классификация композиционных материалов и способы их изготовления
- Выбор, обоснование и разработка сварочных материалов, обеспечивающих модифицирование антифрикционного наплавленного материала
- Влияние экзогенного армирования частицами карбида кремния наплавленного металла на основе алюминиевых сплавов на структуру покрытий, полученных сваркой взрывом
- Влияние экзогенного модифицирования наноразмерными частицами металла шва на его эксплуатационные свойства при дуговой сварке под флюсом с применением присадочной порошковой проволоки
Классификация композиционных материалов и способы их изготовления
В последние десятилетия активно развивается направление, связанное с разработкой и изготовлением различного рода композиционных материалов (КМ). Доказательством этому является большое количество работ, выполненных как в России, так и за рубежом и посвященных КМ. Основными признаками КМ можно отнести следующие признаки [21-34]:
1) материал должен быть создан искусственно и не может присутствовать в естественном виде в природе;
2) материал состоит не менее чем из двух фаз (компонентов), при этом фазы должны отличаются по составу и иметь четко выраженные границы;
3) сочетание, количество и вид фаз определяют свойства материала в целом;
4) каждая фаза, ее форма, размер, распределение, а также сочетание различных фаз проектируется заранее;
5) свойства материал в целом отличаются от свойств фаз (компонентов) взятых отдельно;
6) материал однороден в макромасштабе и неоднороден в микромасштабе.
В соответствии с вышеизложенными признаками к КМ нельзя отнести такие материалы, как слоистые материалы с незначительным количеством слоев (материалы с покрытиями, биметаллы, пористые материалы и др.). Кроме того, к КМ не относятся порошковые материалы.
По морфологии армирующих фаз КМ делятся на три разновидности (Рисунок. 1.5.):
- нульмерные - это композиционные материалы, армированные частицами различного размера;
- одномерные - это волокнистые композиционные материалы, упрочненные волокнами;
- двухмерные - это слоистые композиционные материалы, содержащие одинаково ориентированные упрочняющие слои.
КМ могут иметь как металлическую, так и не металлическую матрицу. Каждый из разновидностей КМ находит область применения. В связи с тем, что в одном КМ сочетаются компоненты, которые существенно отличаются друг от друга как по химическому составу, так и физическим свойствам, для КМ свойственны проблемы термодинамической и кинетической совместимости компонентов.
Под термодинамической совместимостью понимают возможность компонентов КМ находиться в термодинамическом равновесии бесконечно долгое время, как при его изготовлении, так и при эксплуатации. [36].
Под кинетической совместимостью понимают возможность компонентов КМ сохранять метастабильное равновесие [36], при этом разделяют физико-химический аспект кинематической совместимости и термомеханический аспект. Под физико-химическим аспектом кинематической совместимости понимают обеспечение прочной связи между компонентами КМ при ограничении процессов взаимодействия между компонентами на границе их раздела. Под термомеханическим аспектом кинематической совместимости понимают сохранение прочной связи между компонентами КМ, с одновременным обеспечением минимума внутренних напряжений.
Для обеспечения физико-химической совместимости КМ применяют следующие подходы:
- выбирают компоненты КМ из веществ, которые обеспечивают отсутствие химического взаимодействия между собой при контакте;
- ограничивают время контакта компонентов КМ при температурах для которых характерно развитие межфазного взаимодействия; - нанесение барьерных покрытий на поверхность армирующей фазы;
- используют в качестве матричных материалом, материалы с минимальной растворимостью армирующей фазы.
Для обеспечения термомеханической совместимости применяют следующие подходы:
- выбирают компоненты КМ с минимальным отличием в таких физических свойствах как коэффициенты Пуассона и термического расширения, а также модулях упругости;
- применяют покрытия на армирующих компонентах, но в отличии от предыдущего случая, промежуточные покрытия в этом случае призваны снизить отличие в физических свойствах компонентов;
- рассматривается возможность перехода к замене непрерывного армирования на дискретное;
- применяется сочетание в одном КМ различных видов упрочняющей фазы (волокна, частицы или слои), т.е. переход к полиармированию.
Существует много технологий изготовления металлических КМ, упрочнённых наполнителями. Некоторые технологии используются в более широком масштабе, другие - для специальных назначений, некоторые уже не используются. Во всех случаях технологии изготовления КМ отличаются от технологий получения традиционных материалов. Способ изготовления дисперсно-наполненных КМ зависит от требований к качеству изделий и их стоимости.
По методам получения различают композиционные материалы, полученные жидко - и твердофазными методами [21]. К жидкофазным методам относят методы литья (механическое замешивание наполнителя, принудительная пропитка, литье с кристаллизацией под давлением, направленная кристаллизация). К твердофазным методам можно отнести: прессование, прокатку, экструзию, ковку, штамповку, уплотнение взрывом, волочение, диффузионную сварку, осаждение и т. д. По экономическим и качественным показателям, а также по возможности металлургической обработки в процессе изготовления предпочтительными являются литейные методы изготовления КМ. Особенно целесообразны эти методы для изготовления дисперсно-упрочнённых КМ и композиционных материалов, армированных непрерывными волокнами. В основном используются две группы жидкофазных методов: литьё без добавочного давления (литьё в формы, непрерывное литьё) и литьё под давлением (вакуумное всасывание, компрессионная пропитка, жидкая штамповка, прокатка из жидкого состояния и пр.)
Из всего многообразия КМ с целью воздействия на наплавленный металл функциональных покрытий и металла шва, с целью повышения эксплуатационных свойств, могут быть использованы подходы, применяемые в дисперсно-упрочненых КМ. При этом в расплав сварочной ванны должны вводиться тугоплавкие частицы в готовом виде, что реализует экзогенный характер воздействия на структуру и свойства наплавленного металла. Так, например, широко известен способ повышения износостойкости покрытий стойких против абразивного износа путем введение в наплавленный металл тугоплавких частиц релита или карбида вольфрама [37 – 40].
Выбор, обоснование и разработка сварочных материалов, обеспечивающих модифицирование антифрикционного наплавленного материала
Для исследования модифицирования углеродными нанотрубками покрытий на базе баббита были предложены композиционные порошки для плазменно-порошковой наплавки, которые изготавливались при совместной обработке УНТ и порошка баббита в планетарной мельнице. В качестве порошка баббита были использованы коммерческие порошки, используемые для напыления баббитовых покрытий марки SnSb8Cu4 по ИСО 4381-91 (88,0-90,00 масс.% Sn, 7.0-8.0 масс.% Sb, 3.0-4.0 масс.% Cu). Такой выбор был сделан из-за отсутствия коммерческих порошков, предназначенных для реализации плазменно-порошковой наплавки.
В работе использовали три разновидности УНТ, предоставленные ВлГТУ (г. Владимир):
1. Многослойные углеродные нанотрубки (МУНТ) - длинные полые волокна диаметром 20-40 нм и длиной в несколько микрометров (Рисунок 3.8). МУНТ были получены методом каталитического пиролиза смеси газов пропан-бутан на катализаторе NiO/MgO при температурах 600-650 С. Общее количество примесей в МУНТ не превышает 5 масс. %, насыпная плотность 0,4 г/см3, удельная площадь поверхности 190 м2/г.
2. Гибридные углеродные наноструктуры (ГУНС-1) приставляющие собой медный порошок средним размером 5-10 мкм на поверхности которого сформированы углеродные образования в виде углеродных наноструктур ту-булярной формы, имеющих средний диаметр 20-30 нм и длину 3-5 мкм (Рисунок 3.9). ГУНС-1 получали прямым синтезом углеродных наноструктур на поверхности медного порошка, в отсутствии каталитических частиц. В качестве углеродосодержащего газа применяли ацетилен. Синтез на порошке меди осуществляли при температурах 600-900С. Внешне ГУНС-1 выглядят как частично оплавленный и спекшихся порошинок меди, на поверхности кото рого располагаются углеродные наноструктуры тубулярной формы.
Гибридные углеродные наноструктуры (ГУНС-2), представляющие собой МУНТ, поверхность которых декорирована наноразмерными частицами меди (Рисунок 3.10). При этом МУНТ получали методом каталитического пиролиза смеси пропан-бутан на катализаторе NiO/MgO, а затем на их поверхности осаждали медь термическим разложением формиата меди в аргоне.
Композиционные гранулы получали методом механического легирования в планетарной мельнице «Retsch PM200» при совместной при совместной обработке коммерческого порошка баббита (марки SnSb8Cu4 по ИСО 4381-91) и углеродных нанотрубок.
Технологические параметры режима получения композиционных гранул подбирали экспериментально. Для этого проводили изготовление композиционных гранул с варьированием времени обработки, частоты вращения барабана и при использовании двух вариантов шаров. Время обработки в планетарной мельнице варьировалось от 5 мин до 3,5 ч, частота вращения барабана - от 300 об/мин до 630 об/мин.
При обработке использовали 8 шаров из стали ШХ9 (ГОСТ 80178) в двух вариантах:
- все шары одинакового размера, диаметром 10 мм (далее однородные);
- 4 шара диаметром 15 мм и 4 шара диаметром 10 мм (далее комбинированные).
Перед обработкой в барабан вводили порошок баббита и УНТ в количестве 0,1 масс. % и 0,2 масс. % относительно массы баббита.
Качество полученных композиционных гранул оценивали при анализе поверхности полученных материалов, а также оценивали их насыпную плотность и сыпучесть. Поверхность полученных композиционных гранул анализировали на растровом электронном микроскопе Helios 660 с целью визуальной оценки, как формы гранул, так и закреплённого на них слоя УНТ. Оценку насыпной плотности гранул поводили по методу с использованием воронки (ГОСТ 19440). Насыпная плотность позволит косвенным путем оценить количество УНТ, закрепленных на поверхности порошка баббита. Сыпучесть композиционных гранул оценивали в соответствии с методикой по ГОСТ 25139. Сыпучесть определяет возможность транспортировки гранул по транспортирующим каналам горелки для плазменно-порошковой наплавки.
В соответствии с ГОСТ 19440 насыпная плотность определяли, как массу определенного количества порошка, который в свободно насыпанном состоянии полностью заполняет емкость известного объема. Свободно насыпанное состояние получается при заполнении емкости объемом 30 мл с помощью воронки, расположенной над ней на расстоянии 100 мм. Отношение массы к объему представляет собой насыпную плотность (г/см3).
Сыпучесть порошков (с/г) определяли измерением времени прохождения определенной массы испытуемого материала через воронку. Время измеряли с помощью цифрового секундомера с точностью 0,1 с.
При определении насыпной плотности и сыпучести использовали одну и ту же воронку, изготовленную из коррозионностойкой стали, с диаметром выходного отверстия 3±0,5 мм и конусом 20±2.
После обработки порошков в планетарной мельнице было получено более 30 вариантов композиционных гранул, анализ поверхности которых показал, что увеличение времени обработки приводит к большему деформированию исходных баббитовых порошков (Рисунок 3.11). Причем после обработки в течение 25 мин и более гранулы принимают вид пластинчатых чешуек даже при минимальной в рассматриваемом диапазоне скорости вращения барабана – 300 об/мин (Рисунок 3.12). Такая тенденция наблюдается во всех опробованных вариантах. Таким образом, время обработки порошков в планетарной мельнице выше 25 мин является не целесообразным, поэтому в дальнейших исследованиях время обработки при изготовлении гранул не превышало 25 мин.
Анализ поверхности композиционных гранул при больших увеличениях (свыше 2000 раз) позволяет провести качественную оценку количества углеродных нанотрубок, закреплённых на поверхности гранулы (Рисунок 3.13).
Во всем опробованном диапазоне параметров режима обработки в планетарной мельнице, МУНТ агломерируют и собираются в скопления на поверхности композиционной гранулы (Рисунок 3.14). Такие единичные фрагменты МУНТ, как правило, наблюдаются в деформированных участках баббитового порошка.
ГУНС равномерно покрывают поверхность баббитового порошка уже при времени обработки 5 мин. Однако, следует отметить, что при частоте вращения барабана 630 об/мин покрытие из ГУНС на поверхности гранул равномернее, поэтому в дальнейших исследованиях применяли композиционные гранулы, полученные при частоте вращения барабана 630 об/мин (Рисунок 3.15).
Влияние экзогенного армирования частицами карбида кремния наплавленного металла на основе алюминиевых сплавов на структуру покрытий, полученных сваркой взрывом
При сварке взрывом на режимах 2, 3, 4, 6 (Таблица 3.8) сварного соединения получить не удалось. Пластины после сварки не имели сцепления с основой, тем не менее, на поверхности, как метаемых пластин, так и подложке сформировались характерные волнообразные следы (Рисунок 4.16).
При сварке на режимах 1 и 5 (Таблица 3.8) удалось получить покрытия, как из матричного сплава, так и из АКМ (Рисунок 4.25.). Видно, что метаемые пластины претерпели существенную пластическую деформацию, что стало причиной формирования надрывов и трещин в покрытии. Большее количество трещин видно в покрытии из АКМ, что объясняется наличием армирующей фазы, которая выступает в роли «дефекта» при деформировании (Рисунок 4.17, б.).
Микроструктуру образцов после сварки вдоль и поперёк направления движения взрывной волны.
Анализ микроструктуры показал, что армирующая фаза сохраняется в покрытии, однако видна строгая ориентация частиц (Рисунок 4.18). В процессе прокатки при изготовлении метаемой пластины армирующие частицы формируют «полосчатую» структуру, что видно на верхних участках покрытия (Рисунок 4.18, б). Процесс сварки взрывом приводит к перераспределению частиц в зоне близкой к линии контакта покрытие/подложка. Кром того, граница раздела покрытие/подложка имеет характерный волнистый характер, причем параметры волны в зависимости от метаемой пластины (Рисунок 4.18, б и в). Волнообразная граница в соединении с покрытием из сплава АК12М2МгН имеет шаг в среднем 1590 мкм и глубину – 428 мкм, а с покрытием из АКМ АК12М2МгН +5%SiC(14) шаг - 1054 мкм и глубина - 296 мкм. Такое отличие указанных параметров является следствием различия в механических свойствах АКМ и матричного сплава. Кроме того, следует отметить, что геометрические параметры волны в случае покрытия из АКМ имеют большой разброс, что является следствием неравномерного распределения армирующей фазы в исходной метаемой пластине из АКМ.
Как было отмечено в Главе 3, исследования возможности нанесения покрытия на основе алюминиевых сплавов проводили при рассмотрении четырех вариантов (Рисунок 3.30):
1) наплавка на стальную подложку с подслоем из цинка;
2) наплавка на стальную подложку с алюминиевым подслоем, выполненным дуговой наплавкой по технологии CMT, с полным его проплавлением;
3) наплавка на стальную подложку с алюминиевым подслоем, выполненным сваркой взрывом, с полным его проплавлением;
4) наплавка на стальную подложку с алюминиевым подслоем, выполненным сваркой взрывом, без полного проплавления.
При этом варианты 2-4 подразумевают нанесения подслоя из алюминия на стальную подложку, что уже может являться причиной формирования интерме-таллидной фазы. Поэтому на первом этапе проводили исследования диффузионной зоны биметаллических образцов перед нанесением армированного покрытия.
Исследование диффузионной зоны на границе сталь/алюминий подслоя, выполненного дуговой наплавкой по технологии СМТ. В диффузионной зоне на границе сталь/алюминий формируется сплошной слой интерметаллидов переменой толщиной со среднем значении 8,2 мкм. Толщина итерметаллидного слоя варьируется в диапазоне 4...10 мкм. Следует отметить, что в интерметаллидный слой разделен трещиной, которая распространяется практически на всей протяженности границы раздела. Таким образом, относительно трещины интерметаллидный слой можно разделить на две составляющих: со стороны алюминиевого подслоя и со стороны стальной подложки. Средняя толщина ин-терметаллидного слоя со стороны алюминиевого подслоя составляет 3,6 мкм и, согласно ренгеноспектрального микроанализа, состоит из соединений FeAl3 и Fe2Al5 (Рисунок 4.19). Интерметаллидный слой со стороны железа имеет среднюю толщину 4,6 мкм и состоит из соединений Fe2Al3, FeAl, Fe3Al. Образование трещин в интерметаллидном слое обуславливается возникновением напряжений в результате увеличения объема интерметаллида по сравнению с объе мом стали и алюминия.
Исследование диффузионной зоны на границе сталь/алюминий подслоя, выполненного сваркой взрывом.
Сваркой взрывом был нанесен подслой из алюминия АД1 (ГОСТ 4784) на стальную основу. Диффузионная зона на границе сталь/алюминий такого соединения характеризуется наличием дискретного слоя интерметаллидов средней толщины 16 мкм, при этом минимальная толщина составила 5 мкм, а максимальная толщина 30 мкм (Рисунок 4.20). Интрметаллиды преимущественно однородны по строению и имеют состав Fe2Al5, FeAl5 и FeAl6 (Рисунок 4.21), полученные результаты согласуется с результатами работ [214-216].
Интерметаллидная фаза имеет значения микротвердости порядка 1010-1222 HV, при этом среднее значение адгезионной прочности подслоя составила 51 МПа (минимальное значение 37 МПа, а максимальное значение 65 МПа).
На втором этапе исследовали структуру диффузионной зоны на границе сталь/алюминий при воздействии термического цикла от наплавки. Для этого проводили наплавку на режимах близких к тем, которые были определены и рекомендованы ранее при исследовании процесса наплавки антифрикционных покрытий на основе алюминиевых сплавов, армированных частицами карбида кремния. Наличие армирующей фазы не оказывает влияние на образование и рост интерметаллидной фазы, поэтому эксперименты проводили при использовании сварочных материалов, не содержащих частицы SiC. Кроме того, в Главе 2 было показано, что наличие кремния в алюминиевом сплаве ограничивает рост интерметаллидов, что приводит к росту прочностных свойств биметаллических соединений сталь/алюминий. Учитывая тот факт, что наличие кремния также оказывает благоприятное воздействие с точки зрения ограничения процессов химического взаимодействия частиц карбида кремния с алюминиевой матрицей, в качестве сварочных материалов были использованы прутки и проволоки, легированные кремнием: прутки диаметром 2,4 мм марки OK Tigrod 4047 (0,6% Fe; 11-13% Si; 0,15% Mn; 0,05% Cu; Al – остальное по AWS A5.10) и проволока сплошного сечения диаметром 1,2 мм марки OK Autrod 4047 (0,6% Fe; 11-13% Si; 0,15% Mn; 0,05% Cu; Al – остальное по AWS A5.10).
Исследование диффузионной зоны на границе сталь/алюминий, при наплавке алюминиевого сплава на стальную подложку с подслоем из цинка.
Наплавку выполняли с помощью ручной аргонодуговой наплавки непла-вящимся электродом с применением присадочного прутка. Наличие цинкового подслоя обеспечило растекание и смачивание алюминиевого сплава. Однако на границе сталь/алюминий формируется сплошной интерметаллидный слой средней толщины 7 мкм, при этом минимальная толщина слоя составила 3 мкм, а максимальная 9 мкм, при среднем значении (Рисунок 4.22). Характер интер-меаллидного слоя схож со слоем, полученным при дуговой наплавке по технологии СМТ. Однако, при аргонодуговой наплавке неплавящимся электродом, наличие кремния в наплавленном металле ограничивает взаимную диффузию железа и алюминия, а кроме того, кремний приводит к формированию тройных интерметаллидов системы Fe-Al-Si, скорость роста которых ниже чем у двойных интерметаллидов (Рисунок 4.22, б, Таблица 4.1). Все эти факторы приводит к снижению толщины интерметаллидного слоя.
Микротвердость интерметаллидного слоя составляет 327…423 HV, при этом в процессе внедрения индентора наблюдалось растрескивание интерме-таллидного слоя, что свидетельствует о низком запасе пластичности. Адгезионную прочность полученных образцов не удалось, т.к. они разрушались уже в процессе их подготовки к испытаниям.
Влияние экзогенного модифицирования наноразмерными частицами металла шва на его эксплуатационные свойства при дуговой сварке под флюсом с применением присадочной порошковой проволоки
Результаты испытаний металла шва на ударный изгиб приведены в Таблице 5.8 и на Рисунках 5.24 – 5.26.
Анализ результатов испытаний металла шва сварных соединений на ударную вязкость показал, что ударная вязкость металла шва сварных соединений, выполненных без применения модификаторов, обеспечивает среднее значения ударной вязкости 58,6 Дж/см2. Относительный разброс значений ударной вязкости составил 50% (Таблица 5.15, Рисунки 5.25 и 5.26).
Введение в сварочную ванну присадочной проволоки, имеющей сплошное сечение, приводит к уменьшению ударной вязкости металла шва. Так, среднее значение ударной вязкости снижаются на 15 % (на режиме серии А) и на 39 % (на режиме серии Б). Кроме того применение присадочной проволоки сплошного сечение приводит к росту относительного разброса значений ударной вязкости (Рисунок 5.26).
Использование в качестве дополнительной горячей присадки порошковых проволок, не содержащих в своем составе наноразмерные частицы (Пп-П/Ni и Пп-П/Fe), приводит к незначительному изменению ударной вязкости металла шва. При введении через порошковую проволоку порошка никеля позволяет несколько повысить (на 10 % и на 20 % при сварке на режиме серии А и серии Б соответственно) средние значения ударной вязкости металла шва. Тогда как при использовании в качестве дополнительного присадочного материала порошковой проволоки Пп-П/Fe наблюдается незначительное (менее 5%) снижение ударной вязкости металла шва.
Полученные результаты связаны с повышением в составе металла шва содержания кремния и марганца, которые вводятся совместно с присадочными материалами.
Модифицирование металла шва наноразмерными частицами карбида вольфрама, через присадочную порошковую проволоку Пп-П/Ni-WC мало оказывает влияние на среднее значение ударной вязкости. Наблюдается некоторый рост (в среднем на 5%) среднего значения ударной вязкости металла шва по сравнению с не модифицированным металлом шва, а по сравнению с металлом шва сварных соединений, выполненных с применением присадочной порошковой проволокой и Пп-П/Ni наблюдается снижение ударной вязкости не более чем на 7%. При этом следует отметить огромное влияние на относительный разброс значений ударной вязкости металла шва применение присадочных проволок Пп-П/Ni-WC. Относительный разброс значений ударной вязкости не превышает 29 % и 7 % (на режимах А и Б соответственно), что обеспечивает снижение этого показателя по сравнению с вариантом без применения присадочных материалов в 1,7 и в 7 раз соответственно (Рисунок 5.26).
Применение в качестве дополнительной горячей присадки проволоку Пп-П/Fe-WC приводит к снижению ударной вязкости металла шва на 16% (при сварке на режиме А) по сравнению с ударной вязкостью металла шва сварного соединения, выполненного с использованием в качестве дополнительной горячей присадки проволоки Пп-П/Fe. Увеличение скорости подачи порошковой проволоки Пп-П/Fe-WC, а значит увеличение доли ее участия в металле шва, (режим Б) позволяет получить среднее значение ударной вязкости металла шва соизмеримое с такой же величиной при применении порошковой проволоки Пп-П/Fe (снижение не более чем на 5%) и без дополнительной присадки. Следует отметить, что и в этом случае введение частиц карбида вольфрама снижает разброс значений ударной вязкости. Например, при сварке на режиме А относительный разброс значений ударной вязкости снижается на порядок (с 49% до 5%), а при сварке на режиме Б относительный разброс значений ударной вязкости снижается почти в 2 раза (с 49% до 22%).
Использование порошковой проволоки Пп-П/NiiN в качестве дополнительной горячей присадки, позволяет повысить среднее значение ударной вязкости металла шва сварных соединений на 27% (на режиме А), однако на режиме Б наблюдается снижение ее значений на 35% по сравнению с ударной вязкостью металла шва сварных соединений, выполненных с использованием в качестве дополнительной горячей присадки порошковой проволоки Пп-П/Ni. Следует отметить, что ударная вязкость металла шва сварных соединений, выполненных на режиме Б с применением присадочной порошковой проволокой Пп-П/Ni- TiN, не опускается ниже ударной вязкости металла шва сварных соединений, выполненных сваркой под флюсом без использования дополнительных присадочных материалов. Относительный разброс значений ударной вязкости металла шва не превышает 44 % и 17 % при сварке на режимах А и Б соответственно, что является ниже такого же показателя, полученного при испытании не модифицированного металла шва. Однако применение порошковой проволоки Пп-П/ FeiN приводит к снижению значений ударной металла шва. Так, на режимах А и Б наблюдается снижение средних значений ударной вязкости металла шва на 31% и на 15% соответственно.
Применение в качестве модификатора наноразмерных частиц оксида алюминия, которые вводятся в расплав сварочной ванны посредствам проволоки Пп-П/Ni-Al2O3 не однозначно влияет на ударную вязкость металла шва. При сварке на режиме А среднее значение ударной вязкости снижается на 13%, когда как сварка на режиме Б приводит к повышению средних значений ударной вязкости металла шва не менее чем на 30% по сравнению с ударной вязкостью металла шва сварного соединения, выполненного с использованием порошковой проволоки Пп-П/Ni. При этом следует отметить, что относительный разброс значений ударной вязкости металла шва изменяется не значительно. Применение порошковой проволоки Пп-П/Fe-Al2O3 не приводит к заметному изменению, как средних значений ударной вязкости, так и относительного разброса этих значений по сравнению с ударной вязкостью металла шва сварного соединения, выполненного с использованием порошковой проволоки Пп-П/ Fe. При этом наблюдается тенденция к снижению среднего значения ударной вязкости.
Модифицирование металла шва наноразмерными частицами карбида титана через присадочную порошковую проволоку Пп-П/NiiC оказывает схожие влияние также, как и применение порошковой проволоки Пп-П/Ni-Al2O3. При сварке на режиме А наблюдается снижение ударной вязкости металла шва на 23% по сравнению с ударной вязкостью металла шва сварного соединения, выполненного с использованием порошковой проволоки Пп-П/Ni. При переходе на режим Б средние значения ударной вязкости металла шва увеличивается на 12% по сравнению со сварным соединением, выполненным с применением порошковой проволоки Пп-П/Ni, и на 36-40% относительно металла шва, выполненного без применения присадочного материала. Относительный разброс значений ударной вязкости металла шва при использовании присадочной проволоки Пп-П/NiiC на режиме А сжижается почти в 2,5 раза (относительно металла шва сварных соединений, выполненных без присадочного материала), но при этом на режиме Б относительный разброс значений ударной вязкости металла шва увеличивается на 14%. При этом следует отметить, что минимальное значение ударной вязкости металла шва сварных соединений, выполненных на режиме Ас применением присадочной порошковой проволоки Пп-П/NiiC превосходит практически все варианты (за исключением применения проволоки Пп-П/NiiN на режиме А и проволоки Пп-П/Ni- Al2O3 на режиме Б, но в металле шва сварных соединений, выполненных этими проволоками наблюдается пористость) и составляет 65 Дж/см2. В отличие от рассмотренных выше нано-размерных частиц, где их введение в шихту порошковой проволоки в составе КГ на основе порошка железа, приводит к снижению ударной вязкости металла шва, применение порошковых проволок Пп-П/FeiC и Пп-П/NiiC идентично влияют на ударную вязкость металла шва. А именно, при сварке на режиме А наблюдается снижение средних значений ударной вязкости металла шва на 20% по сравнению с ударной вязкостью металла шва сварного соединения, выполненного с использованием порошковой проволоки Пп-П/ Fe, а при сварке на режиме Б наблюдается рост ударной вязкости почти в 1,5 раза. При этом относительный разброс значений ударной вязкости металла шва остается на уровне металла шва сварных соединений, выполненных без применения присадочного материала.
Таким образом, проведенные исследования позволили установить не перспективность применение присадочных порошковых проволок, в шихту которых введены КГ на основе порошка железа, за исключением порошковой проволоки Пп-П/FeiC. Причиной этому может быть дполнительное введение кислорода в расплав сварочной ванны, а карбид титана в условиях «хвостовой» части сварочной ванны менее подвержен окислению. Кроме того, показано, что применение карбида вольфрама также как и в случае с «лигатурой» существенно снижает разброс значений ударной вязкости металла шва, но в случае применения порошковых проволок практически не изменяет средние значения ударной вязкости металла шва.
Применение нитрида титана и оксида алюминия, хоть и приводит в некоторых случаях к повышению ударной вязкости металла шва, но приводит к порообразованию, что в конечном итоге увеличивает разброс значений ударной вязкости.
Фрактографические исследования изломов показали, что при сварке без применения присадочной проволоки, хрупкая составляющая превосходит вязкую и достигает 62,3% (Таблица 5.11 , Рисунок 5.27). Применение дополнительной горячей присадки приводит к увеличению хрупкой составляющей, что является причиной дополнительного легирования металла шва кремнием и марганцем. Увеличение доли вязкой составляющей в изломах наблюдается при использовании порошковых проволок. Причем доля вязкой составляющей выше в тех образцах, которые модифицированы наноразмерными частицами (Таблица 5.11, Рисунок 5.27). Образцы, показавшие наилучшие значения ударной вязкости характеризуются долей вязкой составляющей или близко к 50% или превосходят это значение.