Разработка технологических основ нанесения алюмоматричного композиционного материала на сегмент упорного подшипника скольжения Ковалев Владимир Викторович

Содержание к диссертации

Введение

ГЛАВА 1. Обоснование применения дисперсно наполненного алюмоматричного композиционного материала в качестве антифрикционного и задачиисследования 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 аздела 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 алюмоматричногокомпозиционного 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

• Нанесение покрытий из алюминиевых композиционных материалов на стальную основу
• Выбор допустимой доли наполнителя в присадочном материале
• Исследование диффузионной зоны на границе раздела сталь-алюминиевый промежуточный слой, полученный твердофазным методом
• Исследование влияния содержания частиц SiC в наплавляемых прутках из композиционного материала на жидкотекучесть

Введение к работе

Актуальность выбранной темы диссертационного исследования подтверждается его выполнением в рамках реализации проекта РФФИ 16-58-00014 «Получение, управление и контроль физико-механических характеристик композиционных покрытий из цветных сплавов с градиентной структурой»

Цель работы: повышение износостойкости и расширение диапазона трибонагружения подшипников скольжения.

Задачи исследования:

1. Проанализировать и обосновать выбор способа нанесения на сталь антифрикционных покрытий из дисперсно-наполненных КМ системы Al-SiC.

2. 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). 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.

Методы исследований: результаты работы получены путем теоретических и экспериментальных исследований. Эксперименты по наплавке проводили с применением оборудования для аргонодуговой сварки неплавящимся вольфрамовым электродом. Исследование структуры образцов осуществляли методами оптической и растровой электронной микроскопии с применением оптических микроскопов Axiovert 200MAT и Биомед ММР-2 и растровой электронной микроскопии Helios NanoLab 660 и Tescan VEGA II LMU. Испытание прочностных характеристик адгезионной прочности нанесенного покрытия на срез проводили на установке 2054 Р-5. Трибологические свойства покрытий оценивали на универсальной машине трения CETR-UMT в условиях сухого трения скольжения. Обработку полученных данных проводили с использованием стандартных программ Microsoft Exel и MATLAB.

Ценность выполненных исследований: показана возможность нанесения алюмоматричных дисперсно-наполненных композиционных материалов на стальные опоры подшипников скольжения. Определено влияние температуры нагрева границы раздела сталь-алюминий, а также характера образующегося интерметаллидного слоя на адгезионную прочность сталеалюминиевого соединения. Разработаны технологические основы и реализована технология аргонодуговой наплавки на поверхность стальных колодок упорного подшипника скольжения рабочего антифрикционного слоя из алюмоматричных композиционных материалов, характеризующегося повышенной в 2 раза износостойкостью и расширенным диапазоном трибонагружения по сравнению с базовыми покрытиями из баббита.

Научная новизна работы связана с раскрытием влияния термического воздействия процесса дуговой наплавки алюмоматричных КМ на характеристики интерметаллидного слоя по границе раздела сталь-алюминий.

1. Установлена зависимость между температурой нагрева границы раздела сталь-промежуточный слой и прочностными характеристиками сталеалюминиевого соединения. Аналитически определено и экспериментально подтверждено, что нагрев дискретного интерметаллидного слоя, представляющего собой чередующиеся интерметаллиды в виде «оплавов» и участки пересыщенного твердого раствора Fe и Al, до температур выше 530С приводит к образованию и росту интерметаллидов в твердой фазе в свободных от «оплавов» зонах, а до

температур выше 620С к росту и увеличению размеров (толщины) «оплавов», что приводит к снижению прочности сталеалюминиевого соединения.

2. Показано, что прочностные характеристики сталеалюминиевого соединения определяются не только значением толщины интерметаллидного слоя, но и его характером. При дискретном характере интерметаллидного слоя значения адгезионной прочности сталеалюминиевого соединения в два раза выше по сравнению с таковыми у соединений с непрерывным слоем интерметаллидов. Установлено, что данная закономерность сохраняется и в случае превышения значений средней толщины дискретного слоя по сравнению с непрерывным слоем интерметаллидов.

3. Для процесса дуговой наплавки алюмокремниевого покрытия на поверхность стали с полным проплавлением предварительно нанесенного промежуточного алюминиевого слоя предложен механизм образования интерметаллидного слоя Fe-Al-Si, отличительной особенностью которого является контакт алюмокремниевого расплава не с поверхностью стали, а с имеющимся на границе раздела интерметаллидным слоем системы Fe-Al. Показано, что при сплошном интерметаллидном слое на всей его поверхности происходит рост новых интерметаллидов Fe-Al-Si, в то время как при дискретном характере происходит разрушения слоя интерметаллидов Fe-Al и новые интерметаллиды Fe-Al-Si образуются преимущественно в местах отсутствия «оплавов».

Практическая значимость работы: разработан расчетный метод определения минимального значения толщины подслоя из алюминия, обеспечивающего отсутствие падения прочности биметаллического соединения в процессе аргонодуговой наплавки. Разработана и реализована технология нанесения рабочего слоя из дисперсно-наполненных КМ системы Al-SiC процессом аргонодуговой наплавки на поверхность стальной колодки упорного подшипника скольжения марки К54-30/15. Определены схемы и технологические параметры аргонодуговой наплавки, обеспечивающие адгезионную прочность не ниже нормативного уровня 60 МПа. Разработанная технология опробована на предприятии ООО «НефтеГазМонтаж» и представляет интерес для внедрения на предприятии ОАО «Калужский турбинный завод» при изготовлении сегментного подшипника скольжения паровых турбин.

Достоверность результатов и выводов подтверждается применением современных взаимодополняющих друг друга аналитических методов исследования структурно-фазового состава и эксплуатационных свойств биметаллических сталеалюминиевых соединений: оптическая и растровая электронная микроскопия, определение адгезионной прочности и трибологических свойств. Приведенные в работе результаты исследований получены с применением различных апробированных методик. Проведение исследований с применением различных методик и хорошая сходимость данных свидетельствуют о достоверности и надежности результатов, положений и выводов диссертации.

На защиту выносятся:

1. Схемы формирования диффузионной зоны при дуговой наплавке алюмоматричного композиционного материала на сталь, с предварительно нанесенным на ее поверхность промежуточными слоями алюминия.

2. Раскрытие влияния термического воздействия от дуговой наплавки на скорость роста интерметаллидной фазы Fe-Al и прочностные характеристики биметаллического сталеалюминиевого соединения.

Апробация работы: основные результаты работы изложены на конференциях: Junior Euromat (Лозанна, 2014), XI Российской ежегодной конференции молодых научных сотрудников и аспирантов "Физико-химия и технология неорганических материалов" (Москва, 2014), научной конференции «Технологии сварки плавлением новых конструкционных материалов» (Москва, 2014), на конференциях Будущее машиностроения (Москва, 2014, 2016), на международном научном форуме «Дни науки. Новые материалы» (Санкт-Петербург, 2015).

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 по теме диссертации: материалы диссертации отражены в 5 печатных работах, 4 из которых находятся в списке изданий, рекомендуемых ВАК.

Структура и объём диссертации: диссертационная работа состоит из введения, 5 глав, общих выводов и результатов работы, списка использованной литературы. Она изложена на 155 листах машинного текста, содержит 85 рисунков и 18 таблиц. Список литературы содержит 113 наименований.

Содержание работы

Во введении обосновывается актуальность выбранного направления исследования и сформулирована цель работы.

В первой главе приведены общие сведения о материалах, применяемых в биметаллических упорных подшипниках скольжения паровых турбин, рассмотрены основные свойства алюмоматричных КМ и особенности их нанесения на поверхность изделий из низкоуглеродистой стали.

Показано, что для колодок упорных подшипников паровых турбин применяются биметаллические и триметаллические конструкции низкоуглеродистая сталь-баббит или низкоуглеродистая сталь-бронза-баббит, в которых функции рабочего слоя выполняет баббит, обладающий наименьшим коэффициентом трения и хорошей прирабатываемостью. Однако при работе в условиях с ограниченной смазкой существует опасность подплавления баббита и потери работоспособности слоя. В связи с этим перспективным является применение в узлах трения алюминиевых антифрикционных материалов, обладающих большим температурным диапазоном работы и даже в случае повреждения антифрикционного слоя не приводящих к поломке вала. Однако для традиционных алюминиевых антифрикционных сплавов характерно возникновение повреждений в переходных и неустановившихся режимах работы во время пуска-останова. Поэтому возникает необходимость увеличения задиростойкости и усталостной прочности этих материалов.

В работах Калашникова И.Е., Чернышовой Т.А, A.R Kennedy, R.E. Shannon и др. установлено, что повышению задиростойкости и усталостной прочности 4

способствует армирование алюминиевого сплава дисперсными твердыми частицами карбидов. Созданные таким образом КМ имеют небольшой коэффициент трения, а по параметрам износостойкости и задиростойкости превосходят существующие антифрикционные материалы. Среди них наибольшее промышленное применение получили КМ системы Al-SiC, опыт применения которого показал, что наибольшие значения износостойкости достигаются при дуговой наплавке. Однако, в настоящее время отсутствует опыт создания покрытий из КМ системы SiC на поверхности стальных изделий этим способом.

При создании соединения стали с алюминием на их границе образуется слой, состоящий из интерметаллидов Fe-Al различного стехиометрического состава, обладающих большой твердостью и низкими значениями временного сопротивления при растяжении и сжатии. Поэтому их формирование на границе раздела может привести к неудовлетворительным прочностным характеристикам биметаллической конструкции и отслоению антифрикционного слоя от стали в процессе работы подшипника. Согласно работам Рябова В.Р., Bruckner J., Jacome L.A. и других исследователей, в настоящее время процессами дуговой сварки удается достичь прочности соединения сталь-алюминий в диапазоне 80-170 МПа, что является достаточным для работы биметаллических подшипников скольжения, требованием к которым является уровень адгезионной прочности на отрыв не ниже 60 МПа. Одним из основных параметров, влияющих на прочность биметаллической конструкции, является толщина интерметаллидного слоя на границе раздела сталь-алюминий. Сведения о зависимости прочности соединения от толщины интерметаллидного слоя носят отрывочный и противоречивый характер, что требует проведения дополнительных системных исследований. Также отсутствуют данные об адгезионной прочности алюминиевых покрытий, нанесенных на сталь дуговой наплавкой.

На основании литературного обзора сформулированы задачи исследования.

Во второй главе приведены материалы и методы исследования, примененные в работе. Описаны технологические схемы и режимы создания покрытий аргонодуговой наплавкой.

В качестве основания подшипника для нанесения покрытий были использованы пластины из низкоуглеродистой стали 20 по ГОСТ 1050 с нанесёнными на их поверхности, для обеспечения смачиваемости расплавом КМ, цинковый, полученный окунанием стальных пластин в ванну с расплавом цинка, и алюминиевый, полученные дуговым алитированием и сваркой взрывом, промежуточные слои. В качестве наплавляемого материала применяли прутки и проволоку из сплава 4047, содержащие в своем составе 12 масс. % кремния, близкие по составу матричному материалу КМ АК12.

Для создания покрытий процессом аргонодуговой наплавки применялись схемы с наличием или отсутствием контакта наплавляемого материала с твердой поверхностью стали. При отсутствии контакта расплава с поверхностью стали отсутствовало проплавление алюминиевого подслоя на всю глубину и на диффузионную зону оказывалось только термическое воздействие за счет теплопроводности (Рисунок 1).

а б в

Рисунок 1. Схемы нанесения покрытия на подслой цинка (а), на подслой алюминия с контактом (б) и без контакта (в) расплава со сталью. 1 – наплавленный алюминиевый сплав 4047; 2 – присадочный материал; 3 –

промежуточный слой; 4 – сталь 20.

Наплавленные покрытия подвергались испытаниям для определения уровня адгезионной прочности на срез и на открыв. Металлографические исследования диффузионной зоны проводились для определения параметров интерметаллидного слоя: стехиометрический состав, толщина, сплошность.

Выбор доли наполнителя в составе присадочных прутков из КМ на основе сплава АК12 для создания покрытия базировался на оценке распределения армирующих частиц SiC в наплавленных слоях, а также жидкотекучести композиционного расплава. Равномерность распределения частиц проводилась оценкой относительной площади, занимаемой частицами на шлифе, разбитом на сегменты. Количественной характеристикой равномерности распределения частиц является коэффициент вариации относительной площади, занятой частицами, который определялся для каждого шлифа. Оценку жидкотекучести расплава КМ проводили по методу А.А. Ерохина, показателем в котором является нессиметричность валика, наплавленного на наклонную поверхность.

Трибологические испытания на сухое трение скольжение созданного из КМ слоя проводили на установке CETR-UMT по схеме: вращающаяся втулка (контртело из стали 40Х, HRC45) по диску (биметаллический образец с рабочим покрытием из КМ) в интервале трибонагружения от 0,2 до 2,56 МПа и скорости скольжения 0,39 м/с. Применение данной схемы, характеризующейся коэффициентом взаимного перемещения равного единице, позволяет оценить работоспособность биметаллов в условиях максимально приближенных к реальным.

В третьей главе приведены результаты исследований диффузионной зоны на границе раздела и свойства сталеалюминиевых соединений, полученных с применением различных схем. Установлена связь между характером интерметаллидного слоя и прочностными характеристиками соединения, а также выбрана схема нанесения покрытия, обеспечивающая уровень прочностных характеристик, удовлетворяющих требованиям адгезионной прочности покрытий подшипников скольжения.

Показано, что в зависимости от метода нанесения на сталь промежуточного слоя из чистого алюминия, интерметаллидный слой будет иметь разный характер. При получении промежуточного слоя жидкофазными методами по технологии дугового алитирования процессом СМТ, интерметаллидный слой носит сплошной

характер и имеет среднюю толщину 8,2 мкм. В его составе можно выделить 2 области: образованную интерметаллидами на основе алюминия (FeAl₃; Fe₂Al₅) средней толщиной 3,6 мкм прилегающую к алюминиевому слою и образованную интерметаллидами на основе железа (Fe₂Al₃, FeAl, Fe₃Al) характеризующихся формой языкообразных выростов и средней толщиной 4,6 мкм, расположенных со стороны стальной подложки. Особенностью интерметаллидного слоя, полученного данным способом, является наличие трещины на границы интерметаллидов на основе железа и алюминия, которая появляется из-за особенностей роста интерметаллидной фазы Fe₂Al₅.

Диффузионная зона на границе раздела сталь-алюминиевый промежуточный слой, полученный процессом сварки взрывом, относящимся к твердофазным методам, характеризуется наличием оплавов из интерметаллидов системы Fe-Al (Fe₂Al₅; FeAl₅; FeAl₆) имеющих дискретный характер и среднюю толщину 16 мкм, а также зон свободных от оплавов, занимающих до 15-20% от протяженности всей границы раздела. 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.

Установлено, что в процессе аргонодуговой наплавки алюмокремниевого сплава на сталь, предварительно нанесенный на ее поверхность промежуточный слой цинка способствует смачиванию твердой стали расплавом. При этом отсутствие цинка на границе раздела сталь-алюминий связано с его испарением и оттеснением к границе сварочной ванны. Интерметаллидный слой, образовавшийся на границе раздела при наплавке на цинковый подслой, имеет сплошной характер при средней толщине 7 мкм и содержит в своем составе не только алюминий и железо, но и кремний, согласно результатам рентгеноспектрального анализа. Причем образование тройных интерметаллидных фаз системы Fe-Al-Si происходит за счет замещения алюминия в составе двойных интерметаллидов Fe-Al (FeAl₃; Fe₂Al₅) кремнием, что подтверждается снижением содержания последнего в составе интерметаллидного слоя при одновременном увеличении количества алюминия и практически неизменной доле железа. Кремний, занимая структурные вакансии в двойных интерметаллидах системы Fe-Al, способствует уменьшению скорости диффузии алюминия и железа через них и приводя к меньшей, по сравнению с нанесением промежуточного слоя из алюминия, толщине интерметаллидного слоя.

В диффузионной зоне образцов, изготовленных аргонодуговой наплавкой алюмокремниевого сплава на сталь с промежуточным слоем алюминия, можно выделить 2 характерные области:

- область I, образовавшаяся в результате полного проплавления
алюминиевого промежуточного слоя;

- область II, подвергшаяся термическому влиянию в процессе наплавки.
Определено, что образцы, изготовленные наплавкой на сталь с полным

проплавлением алюминиевого промежуточного слоя, полученного процессом дугового алитирования, характеризуется интерметаллидным слоем аналогичного состава, но с большим значением толщины, чем при нанесении на

цинковый промежуточный слой. Средние значения толщины интерметаллидного слоя в области I и II в среднем составляют 12 и 18 мкм соответственно. Это связано с тем, что в области I алюмокремниевый сплав контактирует не с поверхностью твердой стали, а со сплошным слоем интерметаллидов, сформированным при нанесении алюминиевого промежуточного слоя, что приводит к частичному его растворению и развитию процесса диффузии в него кремния и, как следствие, образованию тройных интерметаллидных фаз. Скорость образования новых интерметаллидов системы Fe-Al-Si выше скорости растворения интерметаллидов Fe-Al. Кроме того, следует учитывать уменьшение содержания кремния в составе наплавленного слоя в результате его разбавления полностью расплавленным подслоем из чистого алюминия. В области II, образованной вследствие нагрева выше температур начала интенсивного роста интерметаллидов системы Fe-Al и характеризующейся протяженностью до 400 мкм от границы проплавления, толщина интерметаллидного слоя составляет в среднем 12 мкм (Рисунок 2). Увеличение толщины интерметаллидного слоя на 50%, по сравнению с исходным состоянием происходит вследствие активации диффузионных процессов между сталью и алюминием в твердой фазе. В приграничной к наплавленному алюминию подслою части интерметаллидного слоя присутствуют трещины, появление которых связано с высокой твердостью и хрупкостью образующих ее интерметаллидов на основе алюминия.

а б

Рисунок 2.

Микроструктура области I(а) и II(б) образца, изготовленного аргонодуговой

наплавкой с полным проплавлением промежуточного слоя из алюминия марки

А5, полученного дуговым алитированием по технологии СМТ

При наплавке покрытия из алюмокремниевого сплава на сталь с полным проплавлением промежуточного слоя из алюминия, полученного процессом сварки взрывом, образующийся интерметаллидный слой в области I имеет непрерывный характер и среднюю толщину 5 мкм. Непрерывность и сплошность этот слой приобретает в результате образования интерметаллидов в местах их отсутствия на границе сталь-алюминий исходного образца в процессе аргонодуговой наплавки за счет диффузионного взаимодействия между сталью и алюминием при контакте алюмокремниевого расплава с поверхностью твердой стали. По стехиометрическому составу интерметаллидный слой идентичен таковому, образовавшемуся при наплавке на сталь с промежуточным слоем цинка. Это свидетельствует о полном растворении в алюмокремниевом расплаве интерметаллидов системы Fe-Al, расположенных на границе раздела после 8

получения соединения процессом сварки взрывом. Меньшие значения толщины интерметаллидного слоя образца с полным проплавлением промежуточного слоя из алюминия, полученного сваркой взрывом, по сравнению с образцом с промежуточным слоем, полученным дуговым алитированием, связаны с различиями в структуре исходного интерметаллидного слоя, образовавшегося при нанесении алюминиевого промежуточного слоя на сталь.

В диффузионном слое, подвергшемуся термическому влиянию процесса наплавки области II, на протяжении 350-400 мкм от границы наплавленного валика имеет место рост оплавов и включений интерметаллидов (в среднем с 16 до 30 мкм), а также изменение их стехиометрического состава с FeAl₅ и FeAl₆ на Fe₂Al₇; FeAl и Fe₂Al₅, что является результатом активации диффузионных процессов в твердой фазе (Рисунок 3).

Рисунок 3. Микроструктура диффузионной зоны образца, изготовленного аргонодуговой наплавкой алюмокремниевого сплава на сталь 20 с полным проплавлением промежуточного слоя алюминия марки АД1, полученного

сваркой взрывом

При наплавке алюмокремниевого сплава на сталь с частичным проплавлением промежуточного слоя из алюминия, полученного сваркой взрывом, интерметаллидная фаза, расположенная по границе раздела в виде оплавов, не изменяет своих исходных размеров и формы. Однако, металлографически установлено, что в местах отсутствия оплавов происходит образование сплошного слоя интерметаллидов, состоящих преимущественно из фазы Fe₂Al₅ средней толщиной до 6 мкм (рисунок 4). В результате этого происходит уменьшение протяженности зоны, свободной от интерметаллидной фазы с 15-20% до 2-5% от общей площади сварного соединения. Образование этого слоя является, по-видимому, развития диффузионных процессов в твердой фазе.

а б

Рисунок 4.

Микроструктура диффузионного слоя образца в исходном состоянии (а) и

после аргонодуговой наплавки алюмокремниевого сплава на сталь 20

с частичным проплавлением промежуточного слоя из алюминия АД1,

полученного сваркой взрывом

Результаты металлографических исследований диффузионной зоны наплавленных образцов и имеющиеся данные о кинетике образования интерметаллидов позволили установить механизмы и предложить схемы образования и роста интерметаллидов на границе раздела для каждого исследованного случая аргонодуговой наплавки покрытий из алюмокремниевого сплава на сталь с промежуточными слоями (Рисунок 5).

б

в

AI-Sifnr) * Л і омы fukziujcLBa ЛІ її Si

а

Рисунок 5.

Схема формирования интерметаллидного слоя при наплавке

алюмокремниевого сплава на сталь с промежуточным цинковым покрытием (а),

полным проплавлением промежуточного слоя алюминия, полученного дуговым

алитированием (б) и сваркой взрывом (в)

При нанесении покрытия на промежуточный слой цинка на первой стадии железо растворяется в расплаве Al-Si и атомы кремния агрегируют на поверхности твердой стали. Дальнейшее развитие этих процессов на второй стадии приводит к образованию на поверхности твердой стали фазы - Fe(Al,Si)₃, имеющей температуру плавления 1100С. Третья стадия характеризуется формированием и последующим ростом со стороны наплавленного покрытия из алюминиевого сплава интерметаллидов ₅ - Al_7.4Fe_1.8Si с температурой плавления 850С, которая препятствует росту фазы -Fe(Al,Si)₃ и становится основной составляющей интерметаллидного слоя. На четвертой стадии продолжается рост толщины интерметаллидного слоя за счет образования только фазы ₅-Al_7.4Fe_1.8Si.

В отличие от рассмотренного случая, при нанесении покрытия на сталь с полным проплавлением промежуточного алюминиевого слоя, полученного дуговым алитирование, алюмокремниевый расплав контактирует со сплошным слоем имеющихся на границе раздела сталь-алюминий интерметаллидов Fe-Al. Поэтому на первой стадии алюмокремниевый расплав смачивает, растекается и растворяет верхнюю часть интерметаллидного слоя, преимущественно имеющего состав FeAl₃. Это обеспечивает возможность его физического контакта со слоем из интерметаллидов Fe₂Al₅ расположенными ниже. Вторая стадия характеризуется процессом диффузии кремния в кристаллическую решетку интерметаллидов Fe₂Al₅ по вакансионному механизму. В результате этого даже в местах отсутствия языкообразных выростов в направлении

стальной подложки образуются тройные интерметаллиды -Fe(Al,Si)₃. Третья стадия связана с образованием на месте растворившегося интерметаллида FeAl₃ интерметаллидной фазы ₅-Al_7.4Fe_1.8Si. Причем механизм ее формирования аналогичен рассмотренному при наплавке на сталь с промежуточным слоем цинка. На заключительной четвертой стадии происходит рост размеров фазы ₅ - Al_7.4Fe_1.8Si и кристаллизация алюмокремниевого расплава.

Механизм образования и роста интерметаллидов на границе раздела при наплавке алюмокремниевого сплава на сталь с полным проплавлением предварительно нанесенного процессом сварки взрывом промежуточного слоя из алюминия будет иметь ряд отличий. Главное из которых заключается в наличии на границе раздела сталь-алюминий дискретного слоя интерметаллидов системы Fe-Al. Поэтому при полном расплавлении промежуточного слоя из алюминия на первой стадии интерметаллидная фаза, расположенная с его стороны, будет удаляться, в то время как оплавы присутствующие со стороны стальной подложки останутся на своих местах. Последующее смачивание и растекание алюминиевого расплава по поверхности подложки обеспечивает его фактический контакт как со сталью, так и с оплавами. На втором этапе в местах отсутствия оплавов в результате взаимодействия по механизму, описанному ранее, происходит образованием -Fe(Al,Si)₃ и ₅-Al_7.4Fe_1.8Si фаз. На третьем этапе на границе между интерметаллидами -Fe(Al,Si)₃, оплавами и расплавом происходит образование фазы ₅-Al_7.4Fe_1.8Si по механизму, описанному ранее. После этого на четвертой стадии продолжается рост толщины сплошного слоя фазы ₅-Al_7.4Fe_1.8Si.

Установлено, что покрытия, полученные на стали с промежуточным слоем цинка не обладают достаточной адгезионной прочностью для проведения испытаний. Значения адгезионной прочности образцов, изготовленных с полным проплавлением алюминиевого промежуточного слоя, полученного дуговым алитированием, составили не более 15 МПа и 25 МПа при испытаниях на срез и отрыв соответственно. При наплавке на сталь с промежуточным слоем алюминия, полученного сваркой взрывом в области контакта расплава и стальной подложки значения адгезионной прочности составили до 37,8 МПа и 43 МПа при испытании на срез и отрыв соответственно. Установлено, что уменьшение протяженности зон, в которых отсутствует интерметаллидная фаза, с 15-20% до 2-5% приводит к падению адгезионной прочности в 2 раза. На образцах с частичным проплавленинем подслоя, полученного сваркой взрывом, и, соответственно, температурой нагрева диффузионной зоны ниже температуры образования интерметаллидной фазы в местах отсутствия оплавов, прочностные характеристики находятся на уровне выше 60 МПа.

Показано, что при дискретном характере интерметаллидного слоя разрушение в местах отсутствия интерметаллидной фазы на границе раздела сталь-алюминиевый подслой имеет вязкий характер, в то время как при сплошном слое интерметаллидов – хрупкий, что подтверждается результатами фрактографического анализа образцов.

На основании проведенных исследований выбрана схема наплавки на сталь с частичным проплавлением алюминиевого промежуточного слоя,

исключающая контакт расплава со сталью и обеспечивающая наибольшие прочностные характеристики. При этом следует ограничить термическое воздействие на границу раздела сталь-алюминиевый подслой для предотвращения возникновения диффузионных процессов в твердой фазе и образования сплошного интерметаллидного слоя в местах отсутствия оплавов. Для определения значения температур, при которых происходит активация диффузионных процессов, было проведено моделирования тепловых процессов при аргонодуговой наплавке на биметаллическое основание.

В четвертой главе приведены результаты моделирования тепловых процессов при аргонодуговой наплавке алюмокремниевого сплава на стальное основание с промежуточным слоем из алюминия, полученным сваркой взрывом. Исследовано влияние температуры нагрева диффузионной зоны на границе раздела сталь-алюминиевый подслой на толщину интерметаллидного слоя и прочностные характеристики сталеалюминиевого соединения.

Моделирование выполнялось в программном комплексе (ПК) «СВАРКА», разработанном на кафедре «Технологии сварки и диагностики» МГТУ им. Н.Э. Баумана. Объект в ПК «СВАРКА» представляет из себя конечноэлементную модель, повторяющую геометрические размеры образцов и учитывает условия наплавки валика, в том числе теплофизические свойства интерметаллидного слоя, состоящего из интерметаллидов системы Fe-Al. Для процесса аргонодуговой наплавки неплавящимся электродом расчет распространения тепла проводили по схеме с нормально-круговым источником тепла, расположенным на поверхности плоского слоя, испытывающего ограничивающее влияние нижней плоскости листа. Выбранная расчетная схема отражает все основные особенности процесса аргонодуговой наплавки, когда тепло сварочной дуги вводится в массивное тело с его поверхности, а давление дуги сравнительно невелико и не приводит к значительному погружению активного пятна дуги в жидкий металл. Кроме того, данная схема позволяет учесть распределение теплового потока источника, что имеет особое значение для определения при моделировании размеров сварочной ванны и значений температур в близкой к ней области.

Верификация модели была проведена путем сопоставления расчетных термических циклов, полученных моделированием, с показаниями хромель-алюмелевых термопар, установленных в образцах на боковых торцах и под осью наплавки на границе раздела сталь-алюминий, а также по размеру изотермы 660С, соответствующей температуре плавления алюминия АД1, и размерам сварочной ванны, определенным на макрошлифе в сечении А-А (Рисунок 6).

Рисунок 6. Схематичное изображение образца из стали с алюминиевым промежуточным

слоем из алюминия 12

а

В результате верификации установлено, что при задании нормально-кругового источника нагрева со значением КПД 0,64 и диаметром пятна нагрева 12 мм, значения температур, определенных при моделировании, отличаются от температур, измеренных в контрольных точках образца термопарами на границе раздела сталь алюминий под осью наплавки, не более чем на 8%. Применяя разработанную модель для определения температуры нагрева при аргонодуговой наплавке установлено, что образование и рост интерметаллидов в местах отсутствия оплавов происходит при температуре выше 530С, а рост оплавов в твердой фазе происходит при температуре выше 620С. Сопоставление результатов моделирования, металлографического анализа и механических испытаний образцов позволило установить, что при нагреве до температур 530С - 580С происходит интенсивный рост толщины интерметаллидного слоя, сопровождающийся снижением прочности. Дальнейшее увеличение температуры до 580С - 620С приводит к уменьшению скорости роста толщины интерметаллидного слоя за счет образования сплошного слоя интерметаллидов в местах отсутствия оплавов, затрудняющего диффузию железа и алюминия. Превышение значения температуры на границе раздела 620С приводит к увеличению скорости роста интерметаллидного слоя и значительное падение адгезионной прочности образцов. (Рисунок 7).

б в

Рисунок 7.

Влияние температуры нагрева границы раздела сталь-алюминиевый подслой на

изменение средней толщины интерметаллидного слоя (а) и адгезионную прочность биметаллических образцов при испытаниях на срез (б) и на отрыв (в)

Пятая глава посвящена разработке технологии аргонодуговой наплавки КМ системы Al-SiC на сегмент упорного подшипника скольжения.

Показано, что с увеличением количества частиц с 5 до 10 масс.% в сплаве, их распределение в наплавленном покрытии становится более равномерным. Исследование зависимости распределения частиц от угла наклона наплавляемой поверхности не выявило зависимости между углом наклона подложки, на которую проводится наплавка, и равномерностью распределения частиц.

Показано, что увеличение доли частиц отрицательно влияет на жидкотекучесть расплава, поскольку приводит к уменьшению значений несимметричности наплавленных валиков. Однако, при содержании частиц SiC средним размером 40 мкм в наплавленном валике в количестве 10 масс.% значение жидкотекучести остается на удовлетворительном уровне, позволяющем формировать качественный наплавленный слой. Таким образом, для обеспечения равномерного распределения частиц в наплавленном покрытии и удовлетворительной жидкотекучести композиционного расплава в составе присадочного прутка из КМ на основе сплава АК12 должно содержаться 10 масс.% частиц SiC средним размером 40 мкм.

Результаты испытаний на сухое трение скольжение показали, что наплавленное на сталь покрытие из КМ обладают лучшими триботехническими характеристиками по сравнению с традиционно применяемыми антифрикционными покрытиями из баббита. Установлено, что композиционный материал обладает большей несущей способность и в 1,2-1,7 раза лучшей износостойкостью, при этом коэффициент трения увеличивается в 2 раза по сравнению с баббитовым покрытием. Коэффициент трения стабилизируется при больших нагрузках, при которых баббит переходит в задир (Рисунок 8). Поэтому покрытия из алюмоматричного композиционного материала можно рекомендовать к применению в узлах трения с предварительным нанесением на их поверхность приработочного тонкого покрытия из баббитовых сплавов.

а б в

Рисунок 8. Результаты трибологических испытаний покрытия из КМ и баббита при

различных нагрузках а – интенсивность износа; б – значения среднего коэффициента трения; в значения коэффициента стабильности трения

Применение разработанной математической модели позволило смоделировать в ПК «СВАРКА» процесс аргонодуговой наплавки антифрикционного покрытия из КМ на колодку упорного подшипника

скольжения К54/30-15 и определить минимальное значение толщины алюминиевого подслоя из материала АД1, полученного сваркой взрывом, обеспечивающего нагрев границы раздела сталь-подслой до температур не выше 530 С. В результате моделирования установлено, что необходимая толщина промежуточного слоя алюминия составляет не менее 7,5 мм.

Основные выводы и результаты.

1. На основании литературного анализа для нанесения покрытий из
дисперсно-наполненных КМ выбран процесс аргонодуговой наплавки,
поскольку он обеспечивает наилучшие трибологические характеристики, а
также является экономичным и может быть применен как для первичного
нанесения покрытий, так и для его ремонта. В качестве материала для нанесения
были выбраны наиболее распространенные в промышленности КМ системы
АК12-SiC, так как кремний в составе матричного сплава обеспечивает снижение
диффузионной активности между железом и алюминием, что благоприятно влияет
на прочность биметаллического соединения, а также препятствует диссоциации
части SiC в процессе наплавки.

4. Показано, что при наплавке КМ тип подслоя может оказывать влияние на характеристики образующегося интерметаллидного слоя Fe-Al-Si. Подслой из цинка способствует смачиванию твердой стали алюмокремниевым расплавом и не изменяет механизм образования интерметаллидов. При наплавке на алюминиевый подслой наличие интерметаллидов Fe-Al оказывает влияние на механизм образования интерметаллидов Fe-Al-Si.

5. Предложен механизм образования интерметаллидного слоя Fe-Al-Si в процессе аргонодуговой наплавки КМ на поверхность стали с полным проплавлением предварительно нанесенного промежуточного алюминиевого слоя, отличительной особенностью которого является контакт алюмокремниевого расплава не с поверхностью стали, а с имеющимся на границе раздела интерметаллидным слоем системы Fe-Al. Показано, что при сплошном интертметаллидном слое Fe-Al на всей его поверхности происходит рост новых интерметаллидов Fe-Al-Si, в то время как при дискретном характере происходит разрушения слоя интерметаллидов Fe-Al и новые интерметаллиды Fe-Al-Si образуются преимущественно в местах отсутствия «оплавов». Результатом этих отличий является меньшие значения средней толщины интерметаллидного слоя при наплавке на подслой с дискретным слоем интерметаллидов.

6. Раскрыто влияние характера интерметаллидного слоя на адгезионную прочность сталеалюминиевого соединения. При наличии на границе раздела стали с алюминием сплошного слоя интерметаллидов системы Fe-Al-Si адгезионная прочность соединения не превышает 37,8 МПа и 43 МПа при испытаниях на срез и на отрыв соответственно, в то время как при дискретном характере интерметаллидного слоя уровень адгезионной прочности составляет до 65 и 128 МПа при испытаниях на срез и на отрыв соответственно. Уменьшение протяженности зон, в которых отсутствует интерметаллидная фаза, с 15-20 до 2-5% приводит к снижению адгезионной прочности до значений 47 и 66,3 МПа при испытаниях на срез и на отрыв соответственно.

4. Разработана математическая модель, учитывающая теплофизические
свойства диффузионного слоя, состоящего из интерметаллидов системы Fe-Al, и
позволяющая с погрешностью до 8% определять температуру нагрева в любой
точке образца при наплавке на сталь алюмокремниевого покрытия с частичным
проплавлением промежуточного алюминиевого слоя.

5. Установлена зависимость между температурой нагрева границы раздела
сталь-алюминий и адгезионной прочностью алюминиевого покрытия.
Определено, что для сохранения удовлетворительного уровня адгезионной
прочности (не менее 60 МПа), температура нагрева не должна превышать 530С.
Нагрев до температуры выше 530С приводит к началу роста в зонах, свободных
от «оплавов» интерметаллидов в твердой фазе. При температурах более 620С
происходит увеличение размеров «оплавов», что свидетельствует о развитии
диффузии железа и алюминия через слой интерметаллидов.

7. Определено, что для удовлетворительного распределения наполнителя в объеме наплавленного КМ покрытия и сохранения достаточной жидкотекучести композиционного расплава присадочный материал должен иметь следующий состав: АК12+10 масс.% SiC зернистостью М40 по ГОСТ 3647-80.

8 Разработана и реализована технология аргонодуговой наплавки на поверхность стальных колодок упорного подшипника скольжения рабочего антифрикционного слоя из алюмоматричных КМ, характеризующегося повышенной в 2 раза износостойкостью и расширенным диапазоном трибонагружения по сравнению с базовыми покрытиями из баббита.

9. Разработанная технология опробована на предприятиях ООО «НефтеГазМонтаж» и представляет интерес для внедрения на предприятии ОАО «калужский турбинный завод» при изготовлении сегментного подшипника скольжения паровых турбин.

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

При проведении экспериментов по изучению характеристик диффузионной зоны, образующейся на границе раздела в процессе дуговой наплавки рабочего слоя из КМ системы Al-SiC на стальную колодку в настоящей работе применяли материалы, соответствующие по химическому составу промышленно применяемым материалам подшипников скольжения паровых турбин. Поэтому в качестве материала подложки или основания при нанесении покрытий применяли н.у. конструкционную сталь 20 (0,17-0,24% С; 0,17-0,37% Si; 0,35-0,65% Mn; 0,25% Cr; Fe – остальное по ГОСТ 1050). Присадочным материалом, позволяющим получить покрытия из КМ, служили литые прутки диаметром 4 мм на основе сплава АК12 (10-13% Si; 0,6% Cu; 0,5% Mn; 0,3% Zn; 0,7% Fe; 0,1% Ni; 0,1% Ti; Al – остальное по ГОСТ 1583) упрочненные частицами карбида кремния зеленого -SiC (ГОСТ 26327) зернистостью М40 по ГОСТ 3647-80 (Al-SiC(40)). Прутки из КМ были изготовлены по литейной технологии механическим замешиванием армирующих частиц в матричный расплав. Разливку композиционного расплава производили в разъемные литейные формы, нагретые до 450 С для увеличения жидкотекучести.

Сплав АК12 удовлетворяет требованиям к матричным сплавам КМ указанным в главе 1, является эвтектическим силумином и обладает высокими механическими свойствами. Значительное количество кремния (10-13%) в его составе увеличивает жидкотекучесть композиционного расплава, что особенно важно при осуществлении жидкофазных процессов, таких как сварка и наплавка. Кроме того, кремний подавляет интенсивное межфазное взаимодействие между расплавами и армирующими частицами SiC. Однако, наличие или отсутствие армирующих частиц не оказывает влияния на кинетику роста интерметаллидов, а в первую очередь определяет высокий уровень трибологических свойств КМ. Поэтому в экспериментах, направленных на исследование диффузионной зоны на границе раздела сталь-алюминиевое покрытие, были применены менее дефицитные присадочные материалы аналогичные по химическому составу матричному сплаву КМ: прутки марки OK Tigrod 4047 (0,6% Fe; 11-13% Si; 0,15% Mn; 0,05% Cu; Al – остальное по AWS A5.10) диаметром 2,4 мм и проволок сплошного сечения OK Autrod 4047 (0,6% Fe; 11-13% Si; 0,15% Mn; 0,05% Cu; Al – остальное по AWS A5.10) диаметром 1,2 мм.

В качестве материалов промежуточных слоев, необходимых при получении сталеалюминиевых соединений, применяли алюминий марки АД1 (0,3% Fe; 0,3% Si; 0,025% Mn; 0,15% Ti; 0,05% Cu; 0,1% Zn; Al – остальное по ГОСТ 4784-97), проволоку сплошного сечения Св-А5 (от 0.2 до 0.35% Fe; от 0.1 до 0.25% Si, 0,015% Cu; Al – остальное по ГОСТ 7871-75), а также цинк. Применение для промежуточных слоев не легированных сплавов, позволяло учитывать влияние на характеристики диффузионной зоны легирующих элементов, присутствующих только в составе присадочного материала.

Для сравнительных исследований антифрикционных свойств покрытия из КМ состава АК12-SiC, применяли антифрикционный сплав баббита Б83 (0,1% Fe; 0,005% Al; 5,5-6,5% Cu; 0,05% As; 0,35% Pb; 0,004% Zn; 10-12%Sb; 0,05% Bi, Sn – остальное по ГОСТ 1320-74).

Для обеспечения смачивания поверхности твердых стальных образцов матричным расплавом на основе алюминия и удовлетворительного формирования наплавленных валиков предварительно на их поверхность наносили цинковый и алюминиевый промежуточные слои.

Согласно результатам исследования способ нанесения цинкового промежуточного слоя на поверхность стали не оказывает существенного влияния на ее смачиваемость алюминиевым расплавом [54]. Поэтому для нанесения промежуточного слоя цинка на поверхность стали применяли наиболее экономически выгодный и простой в реализации метод горячего цинкования. Горячее цинкование проводили по серийной заводской технологии погружением стальных образцов в ванну расплава с содержанием цинка не менее 90% по массе и имеющем температуру 450..470С. Время выдержки в ванне составляло 3 минуты. Предварительно стальные пластины подвергали следующим подготовительным операциям: - механическая зачистка от грязи и ржавчины; - обезжиривание; - промывка; - травление; - промывка; - флюсование.

Поверхность стальных пластин обезжиривали с помощью Нефраса С2-80/120 ГОСТ 443-76, при температуре 80C. После промывки в дистиллированной воде, проводили травление в ванне с соляной кислотой, имеющей концентрацию от 120 до 210 г/л, при температуре окружающей среды 20..25C. Для удаления остатков кислоты и солей стальные пластины промывали в воде. Флюсование проводили путем погружения пластин из стали в подогретый до 40..50С водный раствор хлоридов цинка и аммония. Необходимость данной технологической операции обусловлена не только удалением оксидов с поверхности пластин, но также и получением химически стабильной пленки, которая предотвращает последующее окисление и обеспечивает хорошее смачивание расплавом цинка. Толщина полученного промежуточного слоя из цинка составляла 9-12 мкм, при отсутствии интерметаллидов Fe-Zn по границе раздела сталь-цинковый промежуточный слой (Рисунок 2.1).

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

Интерметаллидный слой, образовавшийся на границе раздела, имеет сплошной характер и неравномерен по толщине, значения которой составляют от 3 до 9 мкм (в среднем 7 мкм) (Рисунок 3.9, а). Кроме того, на границе между интерметаллидным слоем и стальной подложкой присутствуют трещины (Рисунок 3.9, б), что связано с высокой склонностью интерметаллидов к хрупкому разрушению вследствие напряжений, вызванных термическим воздействием процесса аргонодуговой наплавки.

По результатам рентгеноспектрального анализа установлено, что в составе интерметаллидного слоя присутствует кремний, который ограничивает взаимную диффузию железа и алюминия (Таблица 8). Таблица 8. Химический состав диффузионной зоны (Рисунок 3.9)

Причем наибольшее его количество наблюдается в приграничной к наплавленному покрытию из алюминиевого сплава 4047 области интерметаллидного слоя, состоящей из интерметаллидной фазы Al7,4Fe2Si толщиной 4 мкм. По мере дальнейшего движения в направлении стальной подложки количество кремния в составе диффузионного слоя уменьшается, что свидетельствует о появлении фазы Fe(Al,Si)3 [58] (Рисунок 3.10).

Образование тройных интерметаллидных фаз системы Fe-Al-Si происходит за счет замещения алюминия в составе двойных интерметаллидов Fe-Al (Fe2Al5; FeAl3) кремнием. Подтверждением этого является снижение содержания кремния в составе диффузионного слоя при одновременном увеличении количества алюминия, в то время как доля железа остается практически неизменной (Рисунок 3.10). Кроме того, следует отметить, что при образовании тройных интерметаллидов Fe-Al-Si, кремний занимает структурные вакансии в двойных интерметаллидах системы Fe-Al, способствуя уменьшению скорости диффузии алюминия и железа через них [82]. Таким образом, взаимодействие алюминиевого расплава с твердой стальной подложкой при нанесении покрытия из алюминиевого сплава 4047 процессом аргонодуговой наплавки на сталь с промежуточным слоем цинка можно представить следующим образом: при контакте алюминиевого расплава с поверхностью твердой стали, происходит растворения поверхностных неровностей подложки в расплаве и образование фазы FeAl3 и Fe2Al5. После этого кремний, присутствующий в составе алюминиевого расплава начинает диффундировать в кристаллическую решетку двойных интерметаллидов, приводя к получению интерметаллидов состава Al7,4Fe2Si. На последней стадии взаимодействия со стороны стали образуются фазы Fe(Al,Si)3. При этом их толщина незначительна, так как скорость диффузии алюминия и кремния через кристаллическую решетку фазы Al7,4Fe2Si меньше по сравнению с таковой через Fe2Al5. Кроме того, скорость роста тройных интерметаллидных фаз системы Fe-Al-Si меньше, чем у интерметаллидов двойной системы Fe-Al, что также приводит к получению диффузионного слоя средней толщиной 7 мкм, достаточно небольшой для сварки плавлением [83]. Однако, присутствие трещин как в диффузионном слое, так и по его границе со стальной подложкой не в меньшей степени, чем значение толщины диффузионного слоя, увеличивает вероятность получения низкого уровня адгезионной прочности между подложкой и наплавленным слоем.

Полученные результаты согласуются с литературными данными, в соответствии с которыми кремний из алюминиевого расплава диффундирует в интерметаллидный слой между стальной подложкой и алюминиевым расплавом и распределяется во всем его объеме (Рисунок 3.11), что обеспечивает снижение интенсивности роста интерметаллидов [65,84]. а б

Распределение кремния в диффузионной зоне на границе раздела сталь-алюминий сварного шва, полученного при сварке неплавящимся вольфрамовым электродом стали с алюминием и контакте расплавленной присадочной проволоки, содержащей 5 масс.%(а) и 12 масс.%(б) кремния [65] (диффузионная зона обозначен черным прямоугольником)

Значения микротвердости интерметаллидного слоя лежат в диапазоне 327-423 HV. Однако, следует отметить, что при измерении микротвердости в образцах происходило образование трещин, и разрушение по границе раздела фаз Al7,4Fe2Si и Fe(Al,Si)3 вследствие их малой пластичности и высокой хрупкости (Рисунок 3.12).

Микроструктура характерных участков диффузионной зоны после аргонодуговой наплавки алюминиевого сплава марки 4047 на поверхность стали с промежуточным слоем цинка и измерения микротвердости При испытаниях по оценке адгезионной прочности биметаллические образцы разрушались от незначительного силового воздействия при их подготовке к механическим испытаниям, что дает основание считать полученные данным способом покрытия неработоспособными, несмотря на малое значение толщины интерметаллидного слоя (7 мкм).

Полученные процессом аргонодуговой наплавки покрытия из алюминиевого сплава марки 4047 имеют толщину до 5 мм. При этом следует отметить, что в диффузионной зоне полученного образца происходят изменения по сравнению с исходным состоянием, в результате которых в нем можно выделить две характерные области (Рисунок 3.13): - область I, образовавшаяся в результате полного проплавления алюминиевого промежуточного слоя; - область II, подвергшаяся термическому влиянию в процессе аргонодуговой наплавки алюминиевого покрытия.

Образцы, изготовленные наплавкой на алюминиевый промежуточный слой, полученный дуговым алитированием, характеризуется большими значениями толщины интерметаллидного слоя, чем при нанесении на цинковый промежуточный слой (сравнить Рисунок 3.9 и Рисунок3.14). Значения толщины интерметаллидного слоя в области I, ограниченной размерами контактирующей с твердой сталью сварочной ванны, образовавшейся под действием электрической дуги в процессе аргонодуговой наплавки, лежат в диапазоне от 7 до 22 мкм, в среднем – 18 мкм. В области II, образованной вследствие нагрева выше температур начала интенсивного роста интерметаллидов системы Fe-Al и характеризующейся протяженностью до 400 мкм от наплавленного металла, она составляет от 6 до 14 мкм при среднем значении 12 мкм (Рисунок 3.14).

Интерметаллидный слой в области I схож по внешнему виду с таковым, характерным для образца, изготовленного процессом аргонодуговой наплавки на сталь с цинковым промежуточным слоем. Видно, что в объеме диффузионного слоя присутствует кремний, что свидетельствует об образовании тройных интерметаллидных фаз системы Fe-Al-Si разного стехиометрического состава (Рисунок 3.14, а).

Вероятно, полное проплавление промежуточного алюминиевого слоя в процессе аргонодуговой наплавки покрытия из матричного сплава КМ с применением кремнийсодержащих присадочных прутков приводит к частичному растворению диффузионного слоя двойной системы Fe-Al, сформированного при нанесении алюминиевого промежуточного слоя, а также развитию процесса диффузии в него кремния, следствием которого и является образование тройных интерметаллидных фаз. Полное расплавление диффузионного слоя при этом практически исключено, так как температура сварочной ванны, препятствующей прямому воздействию высокотемпературной электрической дуги, ниже температуры плавления интерметаллидов и не превышает 900С [85] (Таблица 9).

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

Для экспериментального определения значений КПД и радиуса пятна нагрева необходимо создать условия, при которых в образце существуют точки, на температуру которых эти параметры влияют независимо друг от друга. Поэтому при выборе размеров образцов и точек измерения температур термопарами учитывался принцип местного влияния. В соответствии с этим принципом, температурное поле существенным образом зависит от характера распределения источника тепла лишь на расстояниях одного порядка с размерами области, занятой источником нагрева. В области, удаленной от источника нагрева на расстояние более 3d (где d размеры области, занятой источником нагрева), температурное поле практически не изменяется если заменить распределенный на сосредоточенный источник тепла равной мощности. Вблизи дуги температурное поле в изделии любой формы является пространственным и определяется в большей степени характером распределения тепла дуги [101]. Указанные допущения позволяют существенно упростить как расчетные, так и экспериментальные методы определения данных, ограничившись: - получением данных о термических циклах в зоне высоких температур вблизи и непосредственно в сварочной ванне в зависимости от коэффициента сосредоточенности; - получением данных температур в областях, удаленных от зоны наплавки на расстояние, превышающие размеры области, занятой источником нагрева.

Особое значение для решения тепловой задачи при моделировании процесса аргонодуговой наплавки и сварки приобретает движение жидкого металла в сварочной ванне, которое приводит к выравниванию температур в объеме ванны. Для учета этого явления при моделировании тепловых процессов применяют специальный прием, согласно которому корректное поле температур достигается за счет скачкообразного повышения теплопроводности материала при его нагреве выше температуры ликвидуса [102].

Точность решения тепловой задачи зависит от размеров конечных элементов, так как значения температур возможно установить только в узлах сетки конечноэлементной модели. В тоже время следует учитывать, что чем меньше размер ячейки, тем большее их число входит в состав массивного тела при постоянных геометрических размерах и, соответственно, увеличивается продолжительность времени, необходимого для выполнения расчета. Поэтому в разработанной модели предусмотрены области со сгущением сетки конечных элементов: на расстоянии до 5 мм от оси наплавки в алюминиевом подслое размер ячеек составляет 100 мкм, на расстоянии от 5 мм до 10 мм 500 мкм, далее до края образца 1000 мкм. Еще одним решением, позволяющим сократить время расчета, является применение симметричных относительно оси наплавки образцов, что позволяет вести расчет только половины образца. Поэтому задаваемая тепловая мощность подводимого источника при этом составляла половину величины тепловой мощности реального источника нагрева.

Верификация модели заключалась в сравнении расчетных температурных полей, полученных при моделировании, с экспериментально измеренными значениями температур в контрольных точках образцов. Определение радиуса пятна нагрева проводили по ширине сварочной ванны на макрошлифах, так как известно, что на границе жидкой сварочной ванны и околошовной зоны температура составляет 660С, что соответствует температуре плавления чистого алюминия АД1.

Для определения значений КПД на первом этапе проводили эксперименты по нагреву источником теплоты массивной пластины из алюминия марки АД1, соответствующей материалу подслоя, полученному сваркой взрывом. Применение массивной пластины позволило устранить влияние теплоотдачи с поверхности на результаты решения тепловой задачи и провести проверку правильности решения тепловой задачи в ПК «СВАРКА». Радиус пятна нагрева в этом случае не определялся, так как за счет размеров пластины сварочная ванна практически отсутствовала.

Размеры алюминиевой пластины из материала АД1 составляли 250х160х15 мм. Термопары устанавливались на алюминиевой пластине на расстоянии 10, 20, 30 и 40 мм от оси наплавки на верхней и нижней стороне в две линии, а также на торцах пластины (Рисунок 4.7).

Сравнение значений температур, полученных в результате моделирования в ПК «СВАРКА» и измеренных при проведении экспериментов позволило проверить правильность выполняемых программой расчетов и предварительно установить, что при значении КПД 0,68 разница между результатами моделирования и эксперимента не превышает 5% (Рисунок 4.8).

На втором этапе была создана модель биметаллического соединения размерами 90х50 мм с толщиной стальной пластины и толщиной алюминиевого промежуточного слоя 5 мм и 3,5 мм соответственно. Выбранные размеры позволяли определять значения КПД по значениям температур на торцах образца, удаленных на 25 мм от центра тяжести приложенного источника нагрева и коэффициента сосредоточенности по размеру сварочной ванны и значениям температур, измеренных в точках, расположенных в близи к сварочной ванне. Контрольные точки верификации располагались как под осью наплавки, так и на боковых поверхностях биметаллического образца. Расстояние между ними с установленными термопарами составляло 20 мм (Рисунок 4.9).

Однако, для термопар, расположенных под осью наплавки, отсутствовала возможность определения точного значения глубины их установки. Поэтому после наплавки образцы разрезались по сечению А-А (Рисунок 4.9Рисунок, а), для определения фактического значения глубины установки термопар, которое в дальнейшем учитывалось при сравнении измеренных температур с расчетными. Также проводили измерения ширины сварочной ванны в этом сечении. Полученные значения ширины сварочной ванны не превышали 10 мм, а расстояние от нее до боковой поверхности образца удовлетворяло условию независимого определения КПД и радиуса пятна нагрева.

Термические циклы процесса аргонодуговой наплавки алюмокремниевого слоя строили по среднему значению показаний двух термопар, установленных напротив друг друга. Полученное значение КПД для процесса аргонодуговой наплавки неплавящимся электродом составило 0,64, что меньше такового, определенного в экспериментах на первом этапе (0,68). Разница значений КПД обусловлена, по-видимому, затратами тепла на плавление присадочного материала.

Сравнение термических циклов процесса наплавки алюмокремниевого слоя на биметаллический образец, полученных при моделировании и по результатам измерения температур термопарами, расположенными на боковой поверхности образца, представлено Рисунке 4.10. Видно, что расходимость результатов моделирования с результатами экспериментального измерения значений температур не превышает 8%.

Сравнение размеров сварочной ванны на образцах, полученных экспериментально, с размерами зоны, нагретой выше 660 С в конечноэлементной модели, показало, что при значении радиуса пятна нагрева 6 мм различия этих значений не превышают 8%, что является удовлетворительным (Рисунок 4.11Рисунок ).