Yoga-mgn.ru

Строительный журнал
3 просмотров
Рейтинг статьи
1 звезда2 звезды3 звезды4 звезды5 звезд
Загрузка...

НАПЛАВКА МЕДИ И БРОНЗ НА СТАЛИ РАЗЛИЧНЫХ КЛАССОВ

СВАРКА СТАЛЕЙ С МЕДЬЮ И ЕЕ СПЛАВАМИ

При изготовлении испарителей, эжекторов, фурм доменных пе­чей и конвертеров, кристаллизаторов, химической аппаратуры, электровакуумных приборов и во многих других случаях возникает необходимость соединения сталей различных классов с медью и ее сплавами —латунью, бронзой.

По вопросам сварки сталей с медью и ее сплавами опубликовано довольно большое количество работ [123, 145, 181, 185 и др.]. Это объясняется прежде всего разнообразием и трудностью задач, кото­рые приходится решать в каждом конкретном случае. Помимо непо­средственной сварки медных деталей со стальными, в целях эконо­мии цветных металлов целесообразна наплавка меди, бронзы или латуни на стальные поверхности. В промышленности используют также стали, плакированные медью и ее сплавами, например биме­талл сталь—латунь, в котором высокая прочность и достаточная пластичность сочетаются с коррозионной стойкостью, хорошей тепло­проводностью и электропроводностью, высокими антифрикционными свойствами. Эти биметаллы могут подвергаться самым различным технологическим операциям —штамповке, гибке, сварке и др.

Из диаграммы состояния бинарной системы железо—медь сле­дует, что железо с медью сплавляется во всех соотношениях. При этом максимальная растворимость меди в 8-железе составляет 6,5 %, в у-железе 8 %, в а-железе 1,4 % при 850 °С. Медь растворяет в себе железо в следующих количествах: при температуре 1094 °С 4 %; при 650 °С 0,2 %. Рассмотрим характерные особенности взаимодей­ствия этих двух металлов. При наплавке меди на аустенитную сталь 12Х18Н9Т и их сварке наблюдается проникание меди в сталь. Нали­чие ферритной фазы в стали уменьшает проникание в нее меди, а со­держание феррита более 30 % в аустенитно-ферритной стали — пол­ностью устраняет. Предварительный подогрев стали 12Х18Н9Т до температуры 800 °С вызывает выделение ферритной фазы. Проникание меди при этом снижается [6, 7].

Была высказана следующая гипотеза [7 ]: трещины при наплавке меди на сталь образуются в результате совместного действия жидкой меди, проникающей в микронадрывы, которые возникают при кри­сталлизации матричной фазы —стали (эффект Ребиндера), и терми­ческих напряжений растяжения. Необходимым условием возникнове­ния этого эффекта является смачивание стенок капилляра. Из двух фаз, присутствующих в рассматриваемых сталях, жидкая медь сма­чивает аустенит (у-фазу) и не смачивает феррит (a-фазу). Определено, что расклинивающее давление жидкой меди на сталь равно

Проникание меди в сталь на глубину от нескольких микрометров до нескольких десятков миллиметров при наплавке, сварке и пайке

Рис. 59. Сопротивление усталости биметаллических образцов

отмечено в работах [16,35,128 и др. ]. При этом допустимая глубина прони­кания, не влияющая на механиче­ские свойства стали, ограничивается 0,3—0,5 мм. Считают, что на прони­кание меди в сталь при наплавке, сварке, пайке оказывают влияние следующие факторы: время контак­тирования расплавленной меди со сталью, с увеличением которого увеличивается глубина проникания; напряженное состояние металла при наплавке, сварке и пайке; структур­ное состояние, химический состав стали.

В работе [16] показано, что проникание сплава МНЖКТ5-1- -0,2-0,2 в сталь 20, СтЗсп и т. п. на глубину 0,8 мм практически не влияет на статическую и циклическую прочность биметаллических образцов. В то же время при наплавке оловянной бронзы на сталь глубина проникания 2—13 мм существенно снижает временное со­противление и сопротивление усталости биметалла [39, 164].

При исследовании влияния проникания медного сплава в сталь толщиной 30 мм с ав = 900 —1000 МПа на свойства биметаллических образцов в качестве наплавляемого металла применяли проволоку из сплава МНЖКТ5-1-0,2-0,2 диаметром 2 мм. Наплавку выполняли сжатой дугой на обратной полярности с токоведущей присадочной проволокой на режиме: ток в цепи вольфрамовый электрод — изде­лие 200—220 А, в цепи вольфрамовый электрод — присадочная про­волока 80—100 А, амплитуда колебаний сварочной головки 20 мм, ча­стота колебаний 35—40 в минуту, скорость наплавки 6—7 м/ч. На­плавка сжатой дугой была выбрана потому, что она обеспечивает отсутствие включений железа и кристаллизационных прослоек в на­плавленном металле, что может иметь место при других способах наплавки, когда происходит расплавление стали.

Установлено, что проникание медного сплава в высокопрочную сталь на глубину 1,2 мм практически не сказывается на статической и циклической прочности при растяжении, статическом и ударном изгибе биметаллических образцов, а также на прочности сцепления наплавленного металла со сталью. В качестве примера на рис. 59 приведены результаты испытания на установке ГРМ-1 при пульси­рующем растяжении с частотой 400—600 циклов в минуту.

Сварка и наплавка трением. Возможность получения качествен­ного соединения меди и медно-никелевого сплава с различными угле­родистыми сталями показана в работе [177]. Для сварки трением меди МЗр, М2, медно-никелевого сплава МН95-5 (95 % Си, 5 % Ni) со сталями 20, 45 и 60 использовали серийное оборудование (МСТ-31, МСТ-23, МСТ-2001).

Режимы сварки трением

М2 + сталь 45 М2 + сталь 45 М2 + сталь 45 МН95-5 + сталь 60

25+ 25 40+40 25+40 20+ 20

Основной металл Частично стык Стык

Один из основных параметров, определяющих качество сварного соединения, — максимальная температура в стыке. Последняя за­висит от скорости скольжения и состава свариваемых металлов. Так, при сварке трением стали 20 с той же сталью максимальная темпера­тура составляет —1200 °С, при сварке стали с медью

700—800 °С и при сварке меди с медью

400 °С. Во всех^случаях максимальная температура в стыке ниже температуры плавления более легкоплав­кого металла. Увеличение скорости вращения приводит не только к повышению максимальной температуры в стыке, но и к возрастанию градиента температур.

При отработке режимов сварки цилиндрических образцов различ­ных диаметров удалось получить соединения с механическими свой­ствами, соответствующими свойствам отожженной меди (табл. 19).

Для получения стабильного качества режимы сварки (давление при нагреве рн, время нагрева и давление проковки /?пр) варьиро­вали в широких пределах. Металлографические исследования пока­зали, что образование соединения происходит за счет совместного перемешивания поверхностных слоев меди и стали.

Контактная сварка. Сварку стали 10 с латунью Л63 выполняли на контактных машинах МТПК-251 и КТ-801. Стальные образцы (толщиной 1,2—1,6 мм) перед сваркой обезжиривали, а латунные (толщиной 1,2—1,6 мм) механически зачищали.

При сварке меди и ее сплавов требуются определенные техноло­гические приемы, обеспечивающие высокую концентрацию теплоты в месте контакта деталей [128]. Один из этих приемов — установка теплового экрана, например молибденовой пластины толщиной 0,6 мм, между латунным листом и медным электродом для создания необходимой концентрации теплоты в месте контакта деталей, при этом рост ядра точки ускоряется примерно на 20 %.

Образцы, выполненные точечной сваркой с помощью молибдено­вого экрана, при испытании на разрыв во всех случаях разрушались с вырывом точки из латунной или стальной пластины, что свидетель­ствует об удовлетворительном качестве сварного соединения.

Сварка взрывом. Изучены строение и свойства биметалла сталь 16ГС + медь М1б, полученного сваркой взрывом [161]; толщина плакирующего слоя составляла 4—10 мм. Для назначения оптималь-

ных режимов последующей (после сварки) горячей прокатки для листов заданных размеров необходимо знать закономерности измене­ния строения и физико-механических свойств при нагреве биметалли­ческих заготовок в процессе сварки взрывом. Образцы для испытаний вырезали из различных участков по длине и ширине двухслойной заготовки.

При изучении строения биметалла при температуре 20 °С установ­лено наличие плотного соединения слоев биметалла (лишь в 3 % образцов были обнаружены поры и микротрещины в зоне сварки). Предел*прочности при срезе составлял 153—310 МПа, при отрыве 234—342 МПа; более 80 % образцов выдержали испытания на изгиб, пластические свойства биметалла после сварки низкие (б = 8,0-ь

17,5 %). Металлографическое исследование образцов выявило типичную для сварки взрывом картину на контактирующих поверх­ностях: волнообразная граница раздела слоев с отдельными участ­ками, где движение металла в момент сварки носило турбулентный характер [161].

Микрорентгеноспектральный анализ показал, что в зонах пере­мешивания, расположенных во впадинах волн, содержится 40—50 % Си и 45—55 % Fe, а в зонах, расположенных на гребнях волн, 55— 65 % Си и 30—40 % Fe. Поскольку взаимная растворимость меди и железа в твердом состоянии в равновесных условиях невелика, об­разование фазы, содержащей столь значительные количества железа и меди, возможно лишь при расплавлении соприкасающихся при взрыве участков и последующей их закалке за счет высокой скорости теплоотвода [38].

Одночасовой отжиг при температуре 700 или 900 °С приводит к росту относительного удлинения до 25 % при соответственном снижении временного сопротивления до 380—420 МПа. При этом уменьшаются различия в свойствах образцов, вырезанных из раз­ных зон двухслойной заготовки. Изменение свойств биметалла после отжига связано с развитием рекристаллизации как в основном, так и в плакирующем слоях. В стали и меди обнаружены участки рекри — сталлизованных зерен, пластически деформированные зоны и участки с равновесной структурой.

Диффузионная сварка. Одним из наиболее перспективных спо­собов соединения разнородных металлов давлением является диффу­зионная сварка в вакууме, которая обеспечивает получение вакуум­но-плотных, термостойких, вибропрочных сварных соединений при сохранении высокой точности геометрических размеров и форм из­делий (табл. 20) [58].

Микроструктурный анализ соединений, сваренных по разрабо­танным оптимальным режимам, показал отсутствие непроваров, микротрещин и других внутренних дефектов.

Сварка плавлением. Коррозионно-стойкая сталь типа 18-8 с одно­фазной аустенитной структурой при наплавке на нее меди и сплавов на медной основе обладает повышенной склонностью к образованию макротрещин [6, 7], чему способствует проявление так называемого адеорбционно-расклинивающего эффекта. Для устранения появле-

НАПЛАВКА МЕДИ И БРОНЗ НА СТАЛИ РАЗЛИЧНЫХ КЛАССОВ

Специализированные сварочные материалы для прецизионной наплавки и микросварки с помощью лазерного оборудования или с помощью аппаратов импульсно-дуговой (микро-TIG) сварки.

Выпускаются диаметром 0.1, 0.15, 0.2, 0.25, 0.3, 0.4, 0.5, 0.6, 0.7, 0.8 и 0.9мм, поставляются в форме прутков длиной 333мм или 1000мм, или в форме проволоки на катушках.

Для удобства использования присадочные материалы QUADA в зависимости от состава материала заранее расфасованы в разные по цвету треугольные пластиковые тубусы.

Сварочная проволока или сварочные прутки QUADA предназначены для микросварки и микронаплавки при ремонте пресс-форм, при изготовлении изделий в инструментальных, машиностроительных и приборостроительных производствах, при разработке и ремонте медицинского оборудования и инструмента, в зуботехнических лабораториях, на предприятиях электротехнической и авиационно-космической промышленности.
Производственным предприятиям, заинтересованным во внедрении новых сварочных материалов, возможно предоставление бесплатных тестовых образцов.

Присадочные материалы для ремонтных работ с последующим травлением и текстурированием:
QuFe10, QuFe10Cr, QuFe10NiMo, QuFe15, QuFe16, QuFe17, QuP20, Qu819.
Присадочные материалы для наплавки:
QuFe11, QuFe12, QuFe13, QuFe14, QuFe19, QuFe20, QuFe21, QuFe23, QuFe30, QuFe31, QuFe47, QuFe51, QuFe60, QuFe72, Qu7734.
Присадочные материалы для нержавеющих сталей и сплавов:
QuFe18, QuFe35, QuFe44, QuFe50, QuFe52, QuFe53, QuFe54, QuFe55, QuFe65, Qu4351, Qu4370, Qu4462, Qu4519, Qu4541, Qu4550, Qu4842, Qu17-4PH.
Присадочные материалы для никелевых сплавов:
QuNi22, QuNi24, QuNi25, QuNi26, QuNi27, QuNi29, QuNi36, QuNi40, QuNi41, QuNi43, QuNi71, QuNi76, QuNi77.
Присадочные материалы для алюминиевых сплавов:
QuAlX10, QuAl99.5, QuAlCu6, QuAlSi5, QuAlSi7, QuAlSi10, QuAlSi12, QuAlMg3, QuAlMg4.5Mn, QuAlMg5, QuAlMgZr.
Присадочные материалы для сплавов на основе меди:
QuCu38, QuCu80, QuCu81, QuCu82, QuCu83, QuCu84, QuCu85, QuCu87, QuCu88, QuCu89, QuBeCu25.
Присадочные материалы для титановых сплавов:
QuTi01, QuTi02, QuTi05.
Присадочные материалы для медицинских и стоматологических сплавов:
QuMed4009, QuMed4115, QuMed4122, QuMed4310, QuMed4316, QuMed4337, QuMed4430, QuMed4455, QuMed4551, QuMed4571, QuMed4576, QuCoCr.

Читать еще:  Электрополировка: лучший способ пассивации деталей?

Наиболее популярные сплавы для ремонта литьевых пресс-форм: QuFe10, QuFe13, QuFe20.
Для сварки деталей из нержавеющей стали AISI 304 подходит проволока марки QuMed4316.
Для сварки и наплавки нержавеки 12Х18Н10Т рекомендуется материал QuMed4551.
Подробный ассортимент присадочных материалов QUADA, их свойства и назначение указаны в таблице ниже, также возможно изготовление особой проволоки или прутков по специальным заказам. При заказе, пожалуйста, уточняйте возможность поставки нужного диаметра для выбранного типа и формы материала.

наплавка бронзы

Как известно, основные проблемы получения бронзового высококачественного покрытия на низкоуглеродистой стали связаны с образованием в процессе наплавки различных микро – дефектов и, в первую очередь, трещин на границе «сталь-бронза». Указанные дефекты существенно снижают общую работоспособность антифрикционного покрытия.

При наплавке бронзы на сталь в зоне сплавления и в наплавленном металле вследствие окисления элементов сплава, например алюминия, наблюдается образование оксидных включений, способствующих зарождению газовых пор.

Результатом газового анализа установлено содержание кислорода, водорода и азота в наплавленном и исходном состоянии для бронзы Бр АМц 9-2 (Таб.1).

Наплавленный металл проволокой БрАМц9-2

На концентрацию кислорода в наплавленном металле влияет наличие в свободном состоянии алюминия, являющегося эффективным раскислителем. Поэтому содержание кислорода в наплавленном металле меньше, чем в исходном.

При дуговом процессе наплавки интенсивное поглощение азота осуществляется жидким металлом сварочной ванны и зависит от времени пребывания расплава в жидком состоянии, а так же от степени чистоты используемого защитного газа.

Источником водорода, отрицательно влияющим на качество наплавленного слоя является повышенная влажность защитного газа и его повышенное содержание в присадочной проволоке. В этом случае причиной пористости становится абсорбация водорода. При увеличении степени легирования и повышенном содержании связующих веществ, вероятность порообразования снижается.

При воздействии легирующих элементов бронзы с кислородом в сварочной ванне появляются оксиды, которые могут быть инициаторами трещин.

Легирование алюминиевых бронз такими металлами, как Мn, Fe и Ni, существенно уменьшают их склонность к газонасыщению при высокотемпературном нагреве и вероятность образования оксидных включений. Следует учитывать, что содержание железистых составляющих в наплавленном металле определяет распределение микротвердости по высоте наплавленного слоя.

За счет быстротечности процесса нанесения плакирующего слоя окислы полностью не удаляются из него. Использование комбинированных дуговых способов нанесения покрытий позволяет снизить тепловложение в основной металл, что способствует уменьшению глубины проплавления последнего. Глубина проникновения зависит не только от исходных характеристик наплавляемого и основного металла, но и от возникающих в наплавленном металле и в зоне сплавления в процессе наплавки концентраторов напряжения. В виде включений, диффузионных и кристаллизационных прослоек, и дефектов металлургического происхождения.

Учитывая значительную зависимость конечного состава наплавленного металла при дуговой наплавке от процессов окисления, происходящих в дуге и сварочной ванне, а так же от полноты перемешивания расплавленных составляющих присадочной проволоки, необходимо обратить особое внимание на выбор параметров режима наплавки.

Один из основных факторов, обусловливающих сложность наплавки бронзовых сплавов — высокая склонность к трещинообразованию.

Образование трещин зависит от технологии ведения процесса наплавки, параметров режима наплавки, состава присадочной проволоки и класса стали. Стойкость бронз против образования горячих (кристаллизационных) трещин, при прочих равных условиях, зависит от эффективного интервала кристаллизации. Чем уже этот интервал, тем стойкость к образованию горячих трещин выше, что соответствует общим представлениям о склонности металлов и сплавов к образованию горячих трещин. Установлено, что алюминиевые бронзы имеют интервал кристаллизации от 20 до 30 0 С, медно — никелевые – от 65 до 70 0 С, оловянные бронзы около 150 0 С.

Возникновение кристаллизационных трещин в процессе наплавки бронзы на сталь, в определенной степени связано с пребыванием критического содержания железа в шве, что отрицательно сказывается на характере кристаллизации сплава, из-за превышения критической величины растягивающих напряжений.

Помимо зоны сплавления в сечении наплавленного шва можно выделить следующие зоны: зона сплавления, зона термического влияния стали, околошовная зона и зона термического влияния бронзы. Наиболее критичной с точки зрения образования трещин является зона термического влияния стали. Протяженность зона термического влияния стали зависит от исходного состояния стали и составляет 1,4 – 2,1 мм. В данной зоне можно выделить участки характеризующиеся свойственной им микроструктурой и размером зерна. К ним относятся: участок оплавления зёрен, участок с признаками перегрева, участок неполной перекристаллизации и т.д. Чем выше температура нагрева и скорость охлаждения металла зоны термического влияния соединения, тем значительнее изменение его структуры и, соответственно механических свойств. Металл зоны, прилегающей к наплавленному шву, после процесса наплавки характеризуется низкими пластичностью (δ= 2 – 4 %) и ударной вязкостью (ан = 150 кДж/м 2 ).

При наплавке на границе зоны сплавления в стали имеются искажения кристаллической решётки, характеризующиеся накапливанием избыточной свободной энергии по границам зёрен стали в местах наибольших искажений. Это приводит к увеличению скорости диффузии атомов бронзы. Под действием диффузии происходит сдвиг кристаллов железа и заполнение освободившегося объёма бронзой, с частичным растворением в себе кристаллов железа. По мере снижения температуры расплава в процессе кристаллизации под действием упругих напряжений сжатия кристаллы железа уменьшаются в размерах, что приводит к увеличению объёма проникновения бронзы в сталь.

Увеличение содержания углерода приводит к проникновению меди в поверхностные слои стали. Диффузия углерода из растворенного медью слоя стали вызывает неоднородность углерода в зоне сплавления. Степень неоднородности распределения углерода зависит от его исходного содержания в стали, времени контакта с жидкой бронзой, а так же от параметров режима наплавки.

Зона термического влияния бронзы обычно имеет крупнозернистую структуру с постепенным уменьшением зерна по мере приближения к зоне сплавления. Ширина зоны для сплавов составляет 2,2…4,1 мм. Содержание железа на границе сплавления максимально (0,4…0,8%) ,а по мере удаления от зоны сплавления падает до нуля.

Наряду с образованием трещин в зоне термического влияния, в зависимости от способа наплавки бронзы повышается склонность к образованию холодных трещин в околошовной зоне стали. Такие трещины образуются в твёрдом состоянии на расстоянии 0,5…5 мм от границы сплавления. Установлено, что их образование зависит от пластических свойств при повышенных температурах. Различная склонность бронз к образованию трещин в околошовной зоне определяется различным уровнем пластических свойств при повышенных температурах. Для различных сплавов величина температурного интервала 250 – 700 0 С. В данном интервале наблюдается резкий провал пластичности. Минимальным уровнем пластических свойств обладают медноникелевоалюминиевые сплавы и оловянные бронзы, максимальным марганцево-алюминиевые бронзы. Повысить характеристики пластичности при температуре выше 300 0 С позволяет добавление микролигирующих добавок. Наиболее эффективна комплексная добавка (бора 0,5 % и ванадия 0,5 %). Введение этих компонентов позволяет повысить величину относительного удлинения бронзы в интервале провала пластичности до 20%. А именно, чем ниже уровень пластических свойств, тем больше склонен сплав к образованию трещин в твердом состоянии. Минимальная величина относительного удлинения в температурном интервале провала прочности бронз δmin может служить количественной характеристикой склонности к образованию трещин в твердом состоянии. Предлагается следующая оценка свариваемости медных сплавов в зависимости от уровня δmin.: хорошо свариваемые сплавы — δmin 20 %, удовлетворительно – от 6 до 20%, ограничено – от 2 до 5,9%, плохо или не свариваемые — менее 2%.

Хорошо наплавляемые сплавы не требуют применения специальных технологических приемов. При нанесении удовлетворительно наплавляемых сплавов желательно не создавать большой сварочной ванны и отслеживать температуру подогрева образца в процессе наплавки. Наплавку ограниченно наплавляемых сплавов рекомендуется производить на минимальной погонной энергии с охлаждением металла соединения после выполнения каждого прохода.

Полная оценка наплавки бронзы должна производиться с учетом ее стойкости к образованию, как кристаллизационных трещин, так и трещин в твердом состоянии.

ОСОБЕННОСТИ НАПЛАВКИ МЕДНО-НИКЕЛЕВЫХ СПЛАВОВ С РАЗЛИЧНЫМ СОДЕРЖАНИЕМ НИКЕЛЯ НА АЛЮМИНИЕВУЮ БРОНЗУ БР. А9Ж4Н4МЦ1

    Яна Емельянова 3 лет назад Просмотров:

1 УДК : А. А. Вайнерман, С. А. Пичужкин 4 ЦНИИ КМ «Прометей», г. Санкт-Петербург ОСОБЕННОСТИ НАПЛАВКИ МЕДНО-НИКЕЛЕВЫХ СПЛАВОВ С РАЗЛИЧНЫМ СОДЕРЖАНИЕМ НИКЕЛЯ НА АЛЮМИНИЕВУЮ БРОНЗУ БР. А9Ж4Н4МЦ1 В настоящее время актуальной проблемой является повышение срока службы судовой арматуры из алюминиевых бронз. Повысить ресурс эксплуатации такой арматуры можно путем аргонодуговой наплавки уплотнительного поля узла затвора коррозионностойкими медно-никелевыми сплавами с содержанием никеля порядка 40 %. Доклад посвящен исследованию особенностей наплавки медно-никелевых сплавов с различным содержанием никеля на алюминиевую бронзу Бр. А9Ж4Н4Мц1. Ключевые слова: судовая арматура, аргонодуговая наплавка, алюминиевая бронза, медно-никелевый сплав. A. Vaynerman, S. Pichuzhkin FEATURES OF WELDING DEPOSITION COPPER-NICKEL ALLOYS CONTAINING DIFFERENT AMOUNT OF NICKEL ON ALUMINUM BRONZE БР. А9Ж4Н4МЦ1 Currently the enhancement of endurance of aluminum bronze valves is the actual problem. The endurance of the valves can be enhanced by argon-arc welding deposition with corrosion resistant copper-nickel alloys with nearly 40 % of nickel. So the article deals with the research of features of welding deposition copper-nickel alloys containing different amount of nickel on aluminum bronze Бр. А9Ж4Н4Мц1. Keywords: valves, argon-arc welding deposition, aluminum bronze, copper-nickel alloy. В настоящее время в судостроительной промышленности применяют литую судовую арматуру из алюминиево-никелевых бронз [1]. Однако при длительной эксплуатации этой арматуры в морской воде может происходить заметное разрушение уплотнительных полей из-за недостаточной коррозионной стойкости. Поэтому актуальной проблемой является повышение Вайнерман А. А., Пичужкин С. А.,

2 срока службы арматуры из алюминиевых бронз путем наплавки уплотнительного поля узла затвора коррозионно-стойкими медно-никелевыми сплавами с содержанием никеля порядка 40 % [1]. При наплавке медно-никелевых сплавов на алюминиевые бронзы в результате расплавления, перемешивания и совместной кристаллизации образуется сплав на основе системы Cu-Ni-Al. Никель и алюминий в сплавах данной системы имеют ограниченную, уменьшающуюся с понижением температуры, растворимость в твердом растворе на основе меди [2; 3]. В результате при кристаллизации в металле наплавки или зоне сплавления бронзы с наплавленным металлом возможно образование интерметаллидных соединений на основе (Ni, Al), которые могут быть причиной трещинообразования и падения рабочих свойств наплавленного изделия. Поэтому целью настоящей работы является исследование трещинообразования наплавленного металла, особенностей формирования состава, структуры и свойств соединения, наплавленного сварочными проволоками с различным содержание никеля на бронзу марки Бр. А9Ж4Н4Мц1. На пластины из бронзы Бр. А9Ж4Н4Мц1, предназначенной для ресурсной арматуры, выполнялась аргонодуговая наплавка неплавящимся электродом на переменном токе проволоками марок МНЖКТ5-1-0,2-0,2, Св- МН18, Св-МНЖМцТК ,3-0,1, НМЖМц28-2,5-1,5 (монель-металл). Наплавка выполнялась после охлаждением предыдущего валика и основного металла до 100 С и ниже. Бронза Бр. А9Ж4Н4Мц1 в своем составе содержит около 9 % алюминия, в результате чего в металле шва могут образоваться пленки тугоплавкого окисла Al 2 О 3, которые препятствуют надежному сплавлению наплавленных валиков с бронзой и между собой и могут приводить к порообразованию и трещинообразованию. При наплавке на постоянном токе прямой полярности разрушение пленки Al 2 О 3 не происходит. При использовании переменного тока плены Al 2 О 3 разрушаются в результате процесса катодного распыления. 29

Читать еще:  Удельный вес железа, свойства, применение, а также таблица значений

3 Охлаждение до 100 С и ниже при наплавке медных сплавов связано с наличием у них провала пластичности в области повышенных температур, что может привести к образованию трещин в наплавленном и основном металле. При наплавке сварочных проволок марки МНЖКТ 5-1-0,2-0,2 и Св-МН18 на бронзу марки Бр. АЖ4Н4Мц1 трещин в наплавленном металле не образовалось. При наплавке непосредственно на бронзу сварочных проволок с высоким содержанием никеля (40 % и более) в наплавленном металле образовались трещины (пример на рис. 1). Исследуем причину трещинообразования. Рис. 1. Наплавка монель-металла НМЖМц28-2,5-1,5 на бронзу Бр.А9Ж4Н4Мц1 Трещины образуются межкристаллитно, выходят на поверхность наплавки. При этом, если в металле, наплавленном сварочной проволокой Св- МНЖМцТК ,3-0,1 (в проволоке примерно 40 % Ni) на бронзу Бр. АЖ4Н4Мц1, образуются отдельные трещины, то с увеличением содержания никеля в металле наплавки количество трещин увеличивается, образуя межкристаллитные сетки трещин, как в случае наплавки монель-металла (в проволоке примерно 67 % Ni). Следует отметить, что на рис. 1 видно выделение частиц по границе кристаллитов. Микрорентгеноспектральный анализ (рис. 2, а) показал, что выделившиеся частицы содержат большое количество никеля и алюминия в своем составе, причем содержание алюминия в них гораздо больше, чем его содержание в бронзе, поэтому можно предположить, что выделившиеся частицы интерметаллиды на основе (Ni, Al). 30

4 Однако при наплавке сварочной проволоки Св-МНЖМцТК ,3-0,1 на бронзу трещины образуются, но подобных частиц не найдено в районе трещин (рис. 2, б). Поэтому для уточнения причин трещинообразования был произведен рентгеноструктурный анализ этих соединений в районе трещин (рис. 3). а Рис. 2. Металл, наплавленный проволокой НМЖМц28-2,5-1,5 (а) и Св-МНЖМцТК ,3-0,1 (б) на бронзу Бр.А9Ж4Н4Мц1 (спектр 1 33 % Ni, 15 % Al) Из графиков на рис. 3 видно, что в металле, наплавленном НМЖМц28-2,5-1,5 на бронзу, пик интенсивности интерметаллида Ni 3 Al явно определен (рис. 3, а), что точно подтверждает наличие значительного количество этой интерметаллидной фазы. В случае наплавки проволокой Св-МНЖМцТК ,3-0,1 пик интенсивности небольшой (рис. 3, б), что вероятнее всего связано с малым количеством этой фазы, но, тем не менее, его можно выделить на графике. Поэтому можно утверждать, что и в этом случае причиной трещинообразования вероятнее всего являются именно выделения интерметаллидной фазы Ni 3 Al. Исходя из проведенных экспериментов, можно сделать вывод, что производить наплавку материалов с содержанием никеля 40 % и более на бронзу Бр. А9Ж4Н4Мц1 необходимо только с применением промежуточного подслоя, чтобы избежать образования интерметаллидных фаз на основе (Ni,Al). В качестве присадочного материала для наплавки промежуточного подслоя были опробованы отечественные сварочные проволоки МНЖКТ 5-1-0,2-0,2 31 б

5 (никеля в составе проволоки порядка 5 %) и Св-МН18 (никеля в составе проволоки порядка 18 %). а Intensity (cps) [36], d=2.0897(11 [37], d=1.612(2) [39], d=1.078(7) [40], d=1.0407(11) Meas. data:6_2-1_o_ /data 1 BG data:6_2-1_o_ /data 1 Calc. data:6_2-1_o_ /data 1 [41], d= (7) [42], d=0.8215(4) theta (deg) Ni Meas. data:mh_5-3_o_ /data 1 BG data:mh_5-3_o_ /data 1 Calc. data:mh_5-3_o_ /data 1 б Intensity (cps) [5], d=2.135(9) [6], d=2.068(4) [7], d=1.599(9) theta (deg) Ni 3 Рис. 3. Результат рентгеноструктурного анализа металла, наплавленного проволоками НМЖМц28-2,5-1,5 (а) и Св-МНЖМцТК ,3-0,1 (б) на бронзу Бр. А9Ж4Н4Мц1 [9], d=0.8289(3) [10], d= (14) [11], d= (8) На промежуточный подслой, наплавленный этими присадками на бронзу, наплавлялся основной слой сварочной проволокой Св-МНЖМцТК ,3-0,1. В эксперименте решались задачи по выбору оптимальной присадочной проволоки для наплавки промежуточного подслоя и установлению допустимого количества алюминия, не вызывающего трещинообразования при сварке на разных сварочных токах. При использовании присадочной проволоки марки Св-МН18 обнаружены трещины в основном слое, наплавленном сварочной проволокой Св-МНЖМцТК ,3-0,1. В случае применения присадочной проволоки марки МНЖКТ 5-1-0,2-0,2 трещины образовались в основном слое только при содержании в нем алюминия 2,2 % и выше (рис. 4). При содержании алюминия в основном слое не более 1,5 % трещины в соединении не образовывались. 32

6 3 Количество алюминия, % 2,5 2 1,5 1 0, Сила тока, А Рис. 4. Содержание алюминия в основном слое на уровне пунктирной линии (2,2 %) и выше приводит к образованию трещин во время наплавки Структура металла, наплавленного сварочной проволокой Св-МНЖМцТК ,3-0,1 на подслой, наплавленный МНЖКТ 5-1-0,2-0,2 на бронзу Бр. А9Ж4Н4Мц1, при содержании алюминия в основном слое не более 1,5 % имеет однофазное строение α-твердого раствора на основе меди. Твердость по Виккерсу HV основного слоя составляет , подслоя , бронзы Поскольку временное сопротивление бронзы заметно выше наплавленного металла, то и твердость ее тоже заметно выше твердости металла наплавки. Твердость основного слоя близка к твердости подслоя, несмотря на то, что твердость сплава МНЖКТ 5-1-0,2-0,2 меньше твердости сплава МНЖМцТК ,3-0,1. Это объясняется значительным переходом алюминия из бронзы в промежуточный подслой и его упрочняющим воздействием на медно-никелевый сплав. Следует отметить, что при образовании интерметаллидов в металле, наплавленном проволокой НМЖМц28-2,5-1,5 на бронзу, твердость наплавленного металла увеличилась до уровня бронзы и составила HV. Временное сопротивление образцов из соединений МПа на уровне сплава МНЖМцТК ,3-0,1. Таким образом, можно сделать следующие выводы и заключения: 1. Ручную аргонодуговую наплавку сварочных проволок с содержанием никеля 40 % и более на бронзу Бр. А9Ж4Н4Мц1 необходимо выполнять через подслой, чтобы избежать образования трещин в наплавленном металле, вызванных интерметаллидной фазой Ni 3 Al. 33

7 2. В качестве сварочной проволоки для подслоя целесообразно применять МНЖКТ 5-1-0,2-0,2. При содержании алюминия 1,5 % и менее в основном слое, наплавленном сварочной проволокой Св-МНЖМцТК ,3-0,1 на такой подслой, трещин в соединении не образуется. 3. Структура металла основного слоя и подслоя (наплавленных в соответствии с п. 2) однофазная, представляет собой α-твердый раствор на основе меди. Твердость основного слоя HV, временное сопротивление соединения МПа на уровне сплава МНЖМцТК ,3-0,1. Работа выполнена при финансовой поддержке Минобрнауки Российской Федерации, уникальный идентификатор прикладных научных исследований и экспериментальных разработок (проекта) RFMEFI62514X0020. Список литературы 1. Вайнерман А. Е., Веретенников М. М. Исследования наплавок медно-никелевого сплава с высоким содержанием никеля на алюминиево-никелевую бронзу // Вопросы материаловедения : научно-технический журнал (61). С Осинцев, О. Е., Федоров В. Н. Медь и медные сплавы. Отечественные и зарубежные марки : справочник. М. : Машиностроение, с. 3. Двойные и многокомпонентные системы на основе меди : справочник / М. Е. Дриц [и др.]. М. : Наука, с. 34

Читать курсовая по материаловедению: «Сплавы на основе меди» Страница 1

Медистая сталь — Знаешь как

Сталь, легированная, наряду с др. хим. элементами, медью. Используется с конца 19 в. Различают медистую сталь конструкционную и с особыми физ. и хим. св-вами (нержавеющую сталь, коррозионно-стойкую сталь). Медь расширяет гамма-область, смещает эвтектоид-ную точку на диаграмме состояния железо — углерод к более низким содержаниям углерода, повышает прочность и текучесть феррита, способствует графитизации, снижает критическую скорость закалки. С понижением т-ры растворимость меди в альфа-железе уменьшается. Если меди содержится более 0,3%, после закалки и отпуска при т-ре 400— 600° С в стали происходит дисперсионное твердение. Предельное упрочнение наблюдается, если в стали содержится более 1,0—1,5% Сu. При выплавке стали медь не окисляется, что неизбежно приводит к увеличению ее содержания. Влияние меди (более 0,2%) на сопротивление атмосферной коррозии возрастает при совместном легировании сталей марганцем, хромом, кремнием, а также фосфором. Горячее деформирование углеродистых медистая сталь часто приводит к образованию поверхностных трещин. Никель в таком же количестве, как и медь, устраняет образование трещин. Низколегированные низкоуглеродистые (строительные) Медистая сталь отличаются высоким пределом текучести, стойкостью к атмосферной коррозии, хорошими свариваемостью, полируемостью и сцеплением с лакокрасочными покрытиями, высокой ударной вязкостью при низкой т-ре и теплостойкостью.
При толщине проката до 32 мм у стали марки 15ХСНД, содержащей 0,12—0,18% С и 0,2— 0,4% Си, в состоянии поставки (без термообработки) предел текучести > 35 кгс/мм2, предел прочности на растяжение > 50 кгс/мм2, удлинение >21%, ее ударная вязкость при т-ре — 70° С равна > 3 кгс-м/см2. После закалки и отпуска предел текучести М. с. > 50 кгс/мм2, предел прочности на растяжение > 60 кгс/мм2, удлинение > 17%, ударная вязкость при т-ре — 70° С 3 кгс-м/см2. В среднеуглеродистых низколегирован. Медистая сталь (0,3—0,5% С) медь (0,4 — 1,5%) увеличивает сквозную прокаливаемостъ крупных поковок, а также повышает предел текучести после отпуска. Легирование высокоуглеродистых сталей (1,0-1,2% С) медью (0,8-1,0%) после длительного нагрева при т-ре 800—850° С способствует появлению (Цудерода отжига, что повышает антифрикционные св-ва. В высоколегированных нержавеющих и коррозионностоиких медистых сплавов (аустенитного, ферритоаустенитного, мартенситного и мартенситоферритного классов) медь (0,8—3,5%) повышает сопротивление коррозии в определенных средах, понижает склонность к коррозионному растрескиванию под напряжением, приводит к дисперсионному твердению.

Легирование медью аустенитных хромоникелевых сталей увеличивает коррозионную стойкость в растворах серной к-ты. Особенно эффективно одновременное легирование медью и молибденом (сталь марок 06ХН28МДТ и 03ХН28МДТ). Сталь марки 03ХН28МДТ обладает повышенной стойкостью к ножевой и межкристаллитной коррозии. Кор-розионностойкая сталь марки Х15Н5Д2Т (1,75—2,5% Си) упрочняется вследствие дисперсионного твердения при выделении меди. У такой стали после закалки от т-ры 940—980° С (охлаждение на воздухе) и отпуска при т-ре 600 — 625° С предел прочности на растяжение > 90 кгс/мм2, предел текучести > 70 кгс/мм2 и удлинение > 10%.

Читать еще:  Как в домашних условиях переплавить алюминиевые банки в болванки

При выплавке медистая сталь используют природнолегированные чугуны, медистый скрап и металлическую медь. Медистe. сталь получают в мартеновских печах, конверторах и электр. печах, электрошлаковым и вакуумно-дуговым переплавом. Поставляют ее в виде листов, полос, сортового проката и швеллеров. Низколегированные М. с. применяют в мосто-, судо- и турбостроении, из них изготовляют металлоконструкции для кранов тяжелого и особо тяжелого режимов эксплуатации. Нержавеющие и коррозионностойкие медистая сталь используют для изготовления сварных конструкций, эксплуатируемых при т-ре до 80° С в серной к-те различной концентрации, арматуры повышенного качества, сварнолитых деталей и гидротурбин.

Лит.: Меськин В. С. Основы легирования стали. М., 1964; Марочник стали и сплавов.

Технология сварки разнородных металлов и сплавов

  • Акции
  • Новости
  • Статьи
  • Оплата и доставка

Технология сварки разнородных металлов и сплавов

Для большинства свариваемых пар разнородных металлов или сплавов характерны существенные различия в температуре плавления, плотности, коэффициентах теплофизических свойств, особенно в коэффициентах линейного расширения. Отличаются также и кристаллографические характеристики — тип решетки и ее параметры (табл. 1).

Для таких металлов, как титан, ниобий, тантал, молибден, дополнительные трудности возникают в связи с тем, что при нагреве эти металлы активно взаимодействуют с газами атмосферы. При поглощении газов резко ухудшаются свойства сварных соединений. В большинстве случаев при ограниченной взаимной растворимости для основных комбинаций свариваемых металлов чрезвычайно трудно избежать образования стойких интерметаллических фаз, обладающих высокой твердостью и хрупкостью (табл. 2).

Табл. 1. Физические и механические свойства некоторых сплавов, используемых при сварке разнородных металлов

Железо и сплавы на его основе

Сплавы алюминия

Сплавы меди

Железо Армко

Темпер. плавления, °С

Коэфф-т линейного расширения x106, 1/°С

водности (при 20 °С), Вт/(мК)хЮ2

Предел прочности, МПа

Предел текучести, МПа

Модуль упругости, МПа х10-3

*В числителе — свойства до термообработки, в знаменателе — после термообработки.

Табл. 2 Основные варианты свариваемых пар разнородных металлов

Соединяемые металлы

Применяемые способы сварки

Основные особенности физико-химического взаимодействия

образование растворов

образование стойких интерметаллических соединений

Сталь + алюминий, сплавы алюминия

FeAl3; Fe2Al5; Fe2Al7; FeAl

Сталь + медь, сплавы меди

Аргонодуговая, под флюсом, электрошлаковая, плазменной струей, электронным лучом

FeNb; Fe2Nb; Fe5Nb3

Аргонодуговая, по слою флюса

TiCu; Ti2Cu; Ti2Cu3

Сварка стали с алюминием, медью, титаном и их сплавами

Сварка стали с алюминием и его сплавами. Процесс затруднен физико-химическими свойствами алюминия. Выполняется в основном аргонодуговая сварка вольфрамовым электродом. Подготовка стальной детали под сварку предусматривает для стыкового соединения двусторонний скос кромок с углом 70°, так как при таком угле скоса прочность соединения достигает максимального значения. Свариваемые кромки тщательно очищают механическим или пескоструйным способом или химическим травлением, затем на них наносят активирующее покрытие. Недопустимо применение дробеструйной очистки, так как при этом на поверхности металла остаются оксидные включения. Наиболее дешевое покрытие — цинковое, наносимое после механической обработки.

Процессу гальванического и горячего цинкования должны предшествовать обезжиривание детали, промывка и сушка, травление в растворе серной кислоты с последующей промывкой и сушкой. При горячем цинковании, перед опусканием детали в цинковую ванну, имеющую температуру 470 . 520 °С, необходимо флюсование детали в насыщенном растворе флюса. Простейший флюс состоит из двух компонентов: 50 % KF + 50 % KCl. Совершенно недопустимо нанесение цинкового или алюминиевого покрытия по методу шоопирования, так как при этом частицы покрытия успевают окислиться и удовлетворительно сварить алюминий со сталью не удается.

При гальваническом нанесении покрытия слой цинка должен достигать 30 . 40 мкм, при горячем цинковании 60 . 90 мкм. В последнем случае значительно облегчается процесс нанесения слоев алюминия, особенно на мелких деталях. Для сталей аустенитных (12Х18Н9Т и т.п.) алитирование возможно после механической очистки без применения флюса. Оптимальный (по прочности соединения) режим алитирования — температура алюминиевой ванны 750 . 800 °С. Время выдержки при алитировании — до 5 мин (в зависимости от размеров детали). Возможно также алитирование стальных деталей с применением токов высокой частоты.

Технология сварки предусматривает использование стандартных сварочных установок типа УДГ-300 с применением лантанированных вольфрамовых электродов диаметром 2 . 5 мм и аргона высшего и первого сортов.

Особенностью сварки алюминия со сталью по сравнению с обычным процессом аргонодуговой сварки алюминиевых сплавов является расположение дуги: в начале наплавки первого шва — на присадочном прутке, а в процессе сварки — на присадочном прутке и образующемся валике (рис. 1, а), так как при длительном воздействии теплоты дуги на поверхность стали происходит преждевременное выгорание покрытия, что препятствует дальнейшему процессу сварки. После появления начальной части валика дугу нужно зажигать вновь (после перерыва) на алюминиевом валике. При сварке встык дугу ведут по кромке алюминиевой детали, а присадку — по кромке стальной детали таким образом, что жидкий алюминий натекает на поверхность стали, покрытой цинком или алитированной (рис. 1, б).

При толщине свариваемого металла до 3 мм сила сварочного тока 110 . 130 А, при толщине стали 6 . 8 мм 130 . 160 А, при толщине 9 . 10 мм 180 . 200 А; только в этом случае обеспечивается достаточный разогрев деталей и образование необходимой соединительной прослойки.

В качестве присадочного материала применяется проволока марки АД1 (чистый алюминий с небольшой присадкой кремния, благоприятно влияющего на формирование стабильного качества диффузионной прослойки). Присадку из сплава АМг6 применять не следует, так как в этом случае в формировании интерметаллидного слоя принимает участие магний, снижающий прочность соединения. По-видимому, наличие атомов магния вместо атомов алюминия в кристаллической решетке одной из фаз обусловливает наличие слабых связей — магний практически нерастворим в железе. Магний резко ускоряет рост прослойки из хрупких интерметаллидов, интенсифицирует развитие процессов реактивной диффузии.

Рис. 1 Техника аргонодуговой наплавки алюминия на сталь:а — ведение дуги при аргонодуговой наплавке;б — то же, при сварке встык;в-д- последовательность наложения валиков в зависимости от типа соединения

В зависимости от типа соединения при сварке необходимо соблюдать последовательность наложения валиков шва 1 — 12, показанную на рис. 1, в, г и д, обеспечивающую необходимое перекрытие. Чередование валиков с лицевой и обратной стороны предотвращает перегрев стальной детали и преждевременное выгорание цинка с ее поверхности.

Важное значение имеет правильный выбор скорости сварки, так как она определяет время взаимодействия жидкого алюминия со сталью, т.е. определяет толщину и стабильность интерметаллидной прослойки. Для первых слоев скорость сварки назначают 7 . 10 м/ч, для последующих (когда сталь достаточно разогрета) — 12 . 15 м/ч. При рассмотренных условиях сварки предел прочности соединения при разрыве соответствует прочности технического алюминия (100 МПа).

Повысить прочность соединения можно увеличением рабочего сечения шва либо применением комбинированных покрытий. Получающиеся сварные соединения пригодны для восприятия статической нагрузки и имеют высокий предел выносливости при действии знакопеременной изгибающей нагрузки (рис. 2). Предел выносливости образцов при базе 107 циклов равен 50 . 60 МПа, т.е. на уровне, обычном для сплава АМг6. Разрушение образцов, как правило, происходит на сплаве АМг6 у внешнего концентратора. Только при высоких напряжениях отдельные образцы разрушаются по шву. Сварные соединения имеют высокую плотность при гидравлических, пневматических и вакуумных испытаниях, а также высокие коррозионные свойства в морской воде при наличии на их поверхности лакокрасочных покрытий. Применение комбинированных покрытий стали — медно-цинкового и никель-цинкового повышает прочностные свойства сварного соединения. В этом случае наносят слой меди или никеля толщиной 4 . 5 мкм и второй слой цинка толщиной 30 . 40 мкм. Соединительная прослойка интерметаллидов сложного состава получается несколько меньшей толщины и твердости. Предел прочности сварного соединения (при наличии выпуклости шва) 140 . 223 МПа. При сварке высоколегированной стали типа 18-8 с алюминием, если на стали имеется только цинковое покрытие толщиной 50 мкм, достигается предел прочности соединения 213 . 287 МПа. Если же по подслою цинка толщиной 25 . 30 мкм производят алитирование по указанной ранее технологии, достигается прочность соединения 295 . 328 МПа.

Рис. 2 Результаты усталостных испытаний сварных соединений из сплава АМг6 и стали

В конструкциях криогенной техники применяется много трубопроводов малого диаметра из алюминиевых сплавов и стали 12Х18Н10Т. Для изготовления трубопроводов необходимы биметаллические переходники из этих металлов. Получают переходники сваркой плавлением алюминия с предварительно алитированной сталью. Однако этот способ имеет свои недостатки: трудоемкость процесса, вредные условия труда при алитировании, недостаточная надежность в эксплуатации.

Более перспективным является способ стыковой сварки оплавлением дугой низкого давления тонкостенных труб из разнородных металлов. Преимущество этого способа заключается в том, что сварку осуществляют в вакуумной камере в среде инертного газа. В процессе сварки расплавляется лишь один из соединяемых металлов — алюминий. Оксиды с торцов соединяемых поверхностей удаляются непосредственно перед сваркой методом катодной очистки. Кроме того, перед сваркой в процессе кратковременного нагрева свариваемые детали не контактируют друг с другом, что позволяет нагревать торцы деталей до любых (в том числе различных) необходимых для сварки температур, не опасаясь процессов взаимодействия.

Соединения формируются в процессе осадки, при которой из зоны соединения выдавливается расплавленный металл, что приводит к быстрому снижению температуры в месте контакта. Длительность сварки не превышает десятых долей секунды.

В табл. 3 представлены режимы сварки трубы из стали 12Х18Н10Т 0 10 мм с толщиной стенки 1 мм с трубами из алюминия АД1 0 12 мм с толщиной стенки 2 мм.

Методами металлографии установлено, что независимо от режима сварки сварные соединения отличаются хорошей плотностью, на границе алюминия со сталью не наблюдали пор, трещин, рыхлот. На образцах, сваренных на мягком режиме, граница неровная из-за подплавления стали при сварке. В переходной зоне вдоль всей линии контакта металлов наблюдается сплошная светло-серая прослойка толщиной 2 . 4 мкм. На отдельных участках толщина хрупкой прослойки может увеличиваться до 5 . 6 мкм.

Табл. 3 Параметры процесса сварки соединений труб из стали 12Х18Н10Т с трубами из алюминия АД1

Ссылка на основную публикацию
ВсеИнструменты
Adblock
detector