WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!


 

  На правах рукописи

КОВТУНОВ Александр Иванович

ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКАЯ КИНЕТИКА

ВЗАИМОДЕЙСТВИЯ АЛЮМИНИЯ СО СТАЛЬЮ

ПРИ ФОРМИРОВАНИИ МЕТАЛЛА ШВА

С ЗАДАННЫМИ СВОЙСТВАМИ

Специальность 05.02.10 - Сварка,  родственные процессы и технологии

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени

доктора технических наук

Ростов-на-Дону – 2011

Работа выполнена в Государственном образовательном учреждении высшего профессионального образования «Тольяттинский государственный университет» (ГОУ ВПО «ТГУ») на кафедре «Оборудование и технология сварочного производства и пайки»

Научный консультант:

доктор технических наук, профессор

Сидоров Владимир Петрович,

Тольяттинский государственный университет,

г. Тольятти

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор

Чуларис Александр Александрович,

Донской государственный технический

университет, г. Ростов-на-Дону

доктор технических наук, профессор

Розен Андрей Евгеньевич,

Пензенский государственный университет,

г. Пенза

доктор технических наук, профессор

Соколов Геннадий Николаевич,

Волгоградский государственный технический университет, г. Волгоград

Ведущее предприятие:

Национальный исследовательский университет государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования  Южно-Уральский государственный

университет, г. Челябинск

Защита диссертации состоится 11 октября 2011 г. в 1500 часов на заседании диссертационного совета Д.212.058.01 Донского государственного технического университета по адресу: 344000, г. Ростов-на-Дону, пл. Гагарина, 1, ДГТУ, ауд. 252.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ДГТУ.

Автореферат разослан  «___»____________ 2011 года.

Учёный секретарь

диссертационного совета                                Г.В. Чумаченко

 

Общая характеристика работы



Актуальность темы.  Железо и алюминий являются самыми распространенными металлами в земной коре. Кларк алюминия в земной коре составляет около 7,45%, а железа - около 4,2%. Исходя из этого, применение данных материалов в качестве конструкционных будет актуально достаточно длительный период времени. Железо и алюминий существенно отличаются по своим физико-химическим свойствам. Благодаря этому появилась целая группа материалов, в которых оптимально сочетаются свойства этих металлов и их сплавов. Это, прежде всего, композиционные материалы с алюминиевой матрицей и волокнами из стали и биметаллы со стальной основой и алюминиевым покрытием, а также сплавы на основе интерметаллидных фаз системы «железо-алюминий».

Значительная часть технологий изготовления конструкций из таких материалов или же создания специальных покрытий из этих сплавов связана со сваркой и родственными процессами (в частности наплавкой).

В связи с расширением объема производства сталей с алюминиевым покрытием разработка технологий сварки таких материалов становится особенно актуальной. Исследованию процессов сварки алюминия со сталью были посвящены работы В.Р. Рябова, Д.М. Рабкина, С.М. Гуревича, Р.С. Курочко, М.Х. Шоршорова, В.А. Колесниченко, Г.А. Бельчука, Ф.И. Раздуй, В.П. Ситалова, В.В. Трутнева, С. Токеси, Т. Ясуо, Пялл К. Айхори, Г. Шнитца, Й. Вильдена, C. Джена, С. Райха. В работах этих авторов показано влияние алюминия на свойства металла шва. Результаты исследований процессов сварки сталей с алюминиевым покрытием приводятся в работах О.И. Стеклова, Н.П. Кармазинова, М.А. Сычевой, Е.Е. Зорина, Й. Кунципала, где также установлено отрицательное воздействие алюминия на механические свойства метала шва.

С другой стороны, алюминий с железом образует ряд интерметаллидных сплавов, которые обладают уникальными свойствами. Это высокая жаростойкость, коррозионная стойкость в ряде агрессивных сред и высокая твердость, которая обуславливает высокую износостойкость в условиях абразивного износа.

В работах В.Р. Рябова, А.А. Троянского, А.Д. Рябцева, Н.Н. Галяна указывается на преимущества сплавов на основе интерметаллидных фаз системы «железо-алюминий» и возможности использования наплавленных покрытий этих систем. Однако низкая прочность большинства интерметаллидных фаз ограничивает область их применения.

Целью диссертационной работы является расширение области применения композиций и сплавов системы «железо-алюминий» путем разработки научных и технологических подходов к управлению составом и свойствами металла шва при сварке сталей с алюминиевым покрытием и наплавки покрытий системы железо-алюминий.

Для достижения поставленной цели были решены следующие задачи:

  1. На основе исследования физико-химических процессов взаимодействия алюминия со сталью были разработаны пути регулирования содержания алюминия в металле шва.
  2. Исследованы процессы рафинирования стали от алюминия при сварке сталей с алюминиевым покрытием.
  3. Установлено влияние присадочных материалов на основе меди и никеля на состав, структуру и свойства металла шва при сварке сталей с алюминиевым покрытием.
  4. Установлено влияние алюминия на состав и свойства наплавленных  покрытий системы железо-алюминий.

5. Выявлено влияние легирующих элементов на химический состав и свойства наплавленных покрытий системы железо-алюминий.

Научная новизна. На основе моделирования термодинамики и кинетики физико-химических процессов взаимодействия сталей с алюминием предложен научно обоснованный механизм регулирования содержания алюминия для обеспечения технологических и эксплуатационных свойств металла шва:

- в докритической концентрации алюминия в стали – путем активирования процессов рафинирования стали от алюминия связыванием алюминия в газообразные галогениды, его окисления и/или комплексообразования с переводом продуктов взаимодействия в шлак;

- в закритической концентрации алюминия в стали – путем легирования хромом для стабилизации и упрочнения пересыщенного матричного твердого раствора алюминия в железе, медью и никелем - для пластифицирования и частичного замещения железа в твердом растворе и соединениях;

- научно обоснованы приемы введения легирующих компонентов с целью управления процессом кристаллизации и формирования структуры и свойств металла шва.

Решение проблемы управления взаимодействием алюминия со сталью позволило разработать технологический процесс сварки сталей с алюминиевым покрытием и наплавки износостойких и жаростойких покрытий системы «железо-алюминий».

Практическая значимость. Разработан ряд технологических рекомендаций и составов флюсовых систем, позволяющих добиться эффективного рафинирования металла сварочной ванны от алюминия и повысить механические свойства сварных соединений, что послужило основой созданного технологического процесса сварки стали с алюминиевым покрытием.

Для ОАО «Торговый дом «Автотрансформатор» разработан и внедрен технологический процесс изготовления маслоохладителя трансформатора из стали 08кп с алюминиевым покрытием. Внедрение в процесс изготовления маслоохладителей силовых трансформаторов технологии сварки в среде смеси Ar+O2 (70%:30%) с поддувом обратной стороны сварочной ванны этой же смесью дало экономический эффект более 500 000 рублей.

Предложен новый класс наплавочных материалов на основе дешевых недефицитных элементов: железа и алюминия. Разработана методика расчета режимов аргонодуговой наплавки с использованием алюминиевой присадочной проволоки для получения требуемого химического состава шва. Разработана технология наплавки износостойких покрытий на основе получения интерметаллидных фаз системы «железо-алюминий».

Для ЗАО «Жигулевское карьероуправление» разработана и внедрена технология наплавки деталей горнодобывающего оборудования, работающих в условиях абразивного износа. Внедрение технологии наплавки износостойких покрытий позволило получить экономический эффект  более 1,5 млн.  рублей.

Апробация работы. Материалы работы докладывались на 12 всероссийских и международных конференциях: Всероссийских научно-технических конференциях с международным участием «Современные тенденции развития автомобилестроения в России». Тольятти, 2004 и 2005 годы; Всероссийской научно-технической конференции с международным участием «Современные проблемы повышения эффективности сварочного производства». Тольятти, 2006; Четвертой международной научно-практической конференции «Исследование, разработка и применение высоких технологий в промышленности». Санкт-Петербург, 2007; II Международной научно-технической конференции (Резниковские чтения) «Теплофизические и технологические аспекты управления качеством в машиностроении». Тольятти, 2008; Международной научно-технической конференции «Пайка-2008»,  10-12 сентября 2008, Тольятти; Пятой международной научно-практической  конференции «Высокие технологии, фундаментальные и прикладные исследования, образование». Санкт-Петербург, 2008;  XII Международной научно-практической конференции «Современные технологии в машиностроении». Пенза, 2008; Славяновских  чтениях «Сварка – XXI век». 4-5 июня 2009. Липецк; 12-й Международной научно-практической конференции «Ресурсосберегающие технологии ремонта, восстановления и упрочнения деталей машин, механизмов, оборудования, инструмента и технологической оснастки от нано- до макроуровня». Санкт-Петербург, 2010; V Международной научно-технической конференции «Современные проблемы машиностроения». Томск, 2010.

По работе выполнено 7 хоздоговорных работ на общую сумму 2 млн. руб.

Публикации. По материалам исследований опубликовано 65  работ, в т.ч. две монографии, 19 статей в журналах, рекомендуемых ВАК; получено 8 патентов РФ на изобретение.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 6 глав, общих выводов по работе, 5 приложений, библиографии, включающей 253 источника. Основной текст составляет  378 машинописных страниц.

Основное содержание работы

Во введении доказана актуальность работы, обоснована ее цель, указана научная новизна, практическая ценность, определены объект и предмет исследования.

В первой главе проведен анализ механизма взаимодействия алюминия и стали при сварочных процессах, показано влияние алюминия на механические, технологические и эксплуатационные свойства сварных соединений и наплавленных покрытий.

В равновесных условиях алюминий с железом образуют твердые растворы, интерметаллические соединения и эвтектику.

  Алюминий при содержании до 7%, растворяясь в феррите, изменяет параметры его решетки. При этом искажения решетки более значительны, чем при легировании хромом, никелем, марганцем. Таким образом, алюминий относится к металлам, сильно изменяющим размеры кристаллической решетки феррита, что приводит к значительным изменениям его свойств. До определенного значения повышается прочность, твердость феррита и снижаются пластические свойства, особенно ударная вязкость. Кроме того, алюминий значительно повышает размеры зерна и увеличивает растворимость углерода в феррите, что снижает и прочность, и пластичность металла шва.

При содержании алюминия в металле более 7% в структуре шва появляются интерметаллидные фазы, наличие которых значительно снижает прочность, пластичность и технологические свойства металла. Однако, интерметаллидные сплавы обладают высокой твердостью.

Высокая твердость интерметаллидных сплавов обеспечивает их высокую абразивную износостойкость. Сплавы на основе интерметаллидов FeAl3, FeAl обладают высокой стойкостью против окисления и газовой коррозии, что позволяет их использовать в качестве жаростойких материалов и покрытий. Кроме того, эти сплавы имеют хорошую коррозионную стойкость в среде солевых растворов сульфатов и хлоридов. Несмотря на комплекс высоких механических и служебных свойств, монолитные материалы на основе алюминидов железа не находят широкого применения в качестве конструкционного материала.

Анализируя фазовый состав и свойства рассмотренных сплавов и считая металл шва при сварке и наплавке сталью, легированной алюминием, необходимо отметить, что алюминий снижает механические и технологические свойства сварных соединений. Однако образование интерметаллидных фаз при содержании алюминия более 7% придает металлу шва ряд уникальных эксплуатационных характеристик: высокую износостойкость, жаростойкость и коррозионную стойкость в ряде агрессивных сред. Следовательно, алюминий является вредной технологической примесью при сварке стали и алюминия, но при содержании алюминия выше предела растворимости (критического значения) алюминий может выполнять функцию легирующего компонента и при необходимости обеспечивать формирование специальных эксплуатационных свойств металла шва.

В первом случае алюминий снижает механические и технологические свойства металла шва вследствие легирования феррита и образования интерметаллидных включений в стали. Повысить указанные свойства можно следующими способами:

1) снижением содержания алюминия в процессе сварки, что уменьшает трудоемкость подготовительных операций и применимо при различных типах производства и при различных размерах листового проката за счет создания физико-химических условий удаления алюминия из сварочной ванны; 

2) использованием в качестве матричного материала шва металлов, при взаимодействии которых с алюминием и железом формируются сплавы с необходимым комплексом механических и технологических свойств.

Во втором случае алюминий обеспечивает формирование покрытий со специальными свойствами за счет образования интерметаллидных фаз с уникальным сочетанием твердости, коррозионной стойкости и жаростойкости. Однако невысокие технологические свойства (склонность к образованию трещин) интерметаллидных покрытий требуют жесткого регулирования химического и фазового состава в процессе наплавки, а также разработки методов их повышения. К известным методам повышения пластических свойств интерметаллидов относят: микро- и макролегирование, дисперсионное упрочнение, формирование мелкозернистой или монокристаллической структуры. Наиболее приемлемым методом при этом является легирование интерметаллидов третьими компонентами.

Во второй главе на основе моделирования термодинамики и кинетики физико-химических процессов взаимодействия сталей с алюминием предложен научно обоснованный механизм регулирования содержания алюминия для обеспечения необходимого уровня механических, технологических и эксплуатационных свойств металла шва.

Логичным решением проблемы повышения свойств металла шва при сварке сталей с алюминиевым покрытием является снижение содержания алюминия в металле шва. Снижение содержания алюминия обеспечивается повышением доли присадочного материала и/или удалением алюминия из металла шва (рафинированием). При этом процесс рафинирования совмещается с процессом сварки, что повышает перспективность данного варианта и делает его универсальным как по типу производства, так и по сортаменту применяемого материала.

Содержание алюминия в металле шва при сварке сталей с алюминиевым покрытием будет зависеть от отношения суммарной толщины алюминиевого покрытия к толщине стали, относительной толщины покрытия, определяемой выражением: К = Al/ст, где Al – толщина алюминиевого покрытия с обеих сторон пластины; ст – толщина стальной пластины.

Учитывая по данным ряда исследований, что содержание алюминия в стали более 0,2% приводит к заметному снижению ее ударной вязкости, можно принять это значение за предельное и определить диапазон толщин, при которых удаление алюминия будет необходимым. Учитывая, что сталь с алюминиевым покрытием выпускается при К = 0,02…0,1, расчетное содержание алюминия в металле шва практически для всех толщин будет больше предельного значения (рис. 1а).

Введение присадочной проволоки увеличивает долю наплавленного металла k и соответственно снижает содержание алюминия. При К<0,05 и при доле наплавленного металла k>5 появляется реальная область, где содержание алюминия менее 0,2% (рис. 1б).

  а)  б)

Рис. 1. Зависимость содержания алюминия от соотношения толщин  алюминиевого покрытия и стали

Проведенные исследования показали, что содержание алюминия более высокое, чем расчетное. Это объясняется особенностью поведения алюминиевого покрытия при интенсивном нагреве. В области сварного соединения ограниченной изотермой 11500С покрытие отсутствует, что является следствием коагуляции жидкого алюминия и стекания его в сварочную ванну. При этом в зависимости от режимов сварки содержание алюминия может увеличиваться в несколько раз.

Поэтому для снижения содержания алюминия необходимо создавать физико-химические условия, обеспечивающие удаление его из сварочной ванны. Для рафинирования стали от алюминия  необходимо алюминий связать в соединение, не растворимое в стали и легкоудаляемое из сварочной ванны. В качестве таких соединений могут выступать оксиды алюминия и его галогениды. Оксиды алюминия, вследствие более низкой плотности, удаляются из сварочной ванны в шлак, а галогениды - в атмосферу в виде газов.

Технологически процесс рафинирования можно проводить, используя активные защитные газы (кислород, хлор, фтор), пары легкоиспаряемых  галогенидов, а также активные флюсы, содержащие вещества, обладающие меньшим сродством к кислороду или галогенидам, чем алюминий.

При этом  взаимодействие алюминия с кислородом и галогенами происходит по реакции:

2Al + 3Г2 = 2AlГ3, (1)

4Al + 3О2 = 2Al2О3. (2)

Реакция взаимодействия с оксидами имеет вид:

2YAl + 3MexОy  = YAl2О3 + 3Xme, (3)

а с галогенидами:

XAl + 3MeRx = XAlR3 + 3Me. (4)

Исходя из зависимости стандартной свободной энергии образования хлоридов от температуры и теплоты  образования хлоридов металлов, можно сказать, что наименьшее сродство к хлору имеют переходные металлы (кремний), которые можно применять в качестве рафинирующих веществ. Учитывая степень распространения металлов и их соединений, из переходных металлов могут быть использованы металлы 4-го периода. Термодинамические расчеты реакций взаимодействия алюминия с указанными веществами при температурах 1000°-3000°К показывают, что значения lgKТ>>1 для большинства хлоридов указанных металлов обеспечивают протекание реакции рафинирования и сдвигают равновесие в сторону образования хлоридов алюминия.

С повышением валентности металлов в соединениях значение константы равновесия реакции рафинирования увеличивается. Наиболее высокие значения константы равновесия реакций наблюдаются с соединениями типа Ме2Сl4, МеСl5, находящихся в газовой фазе. Применение хлоридов в конденсированном состоянии обеспечивает протекание реакций с более низкими значениями константы равновесия (рис. 2). Устойчивость повышается от хлоридов меди до хлоридов марганца. Поэтому для рафинирования целесообразно применять хлориды меди, никеля, кобальта.





Рафинирование сварочной ванны сопровождается легированием металла шва восстановленными элементами, которое приводит к изменению структуры и механических свойств сварного шва. При насыщении металла шва никелем до 4% повышается ударная вязкость, что особенно важно для сварных соединений из сталей, покрытых алюминием, пластические характеристики которых очень низки. Таким образом, предпочтительнее применение для рафинирования хлоридов никеля.

Термодинамические расчеты реакции взаимодействия алюминия с фторидами показывают, что абсолютное значение lgKТ в 1,3-1,5 раза больше, чем с хлоридами. lgKТ<1 в реакции с FeF (г) и MnF(г)  при температурах выше 1750°С (рис. 2). Во всех остальных случаях lgKТ>>1, что обеспечивает самопроизвольное протекание реакций рафинирования в расчетном интервале температур.

 

Рис. 2. Зависимость lgKТ от температуры при взаимодействии алюминия с хлоридами и фторидами 

Как и в случае с хлоридами, максимальные значения константы равновесия наблюдаются в реакциях алюминия с СrF5(г)-Сu2F4(г)- VF5(г)- Ni2F4(г)- Сo2F4(г).

Значение lgKТ при рафинировании бромидами не превышает 85. Максимальные значения константы равновесия наблюдаются при рафинировании бромидами Cu2Br4(г), MnBr4(г), Ni2Br4(г). Реакциям взаимодействия соединений йода с алюминием соответствуют более низкие значения константы равновесия. Значение lgKТ не превышает 75. Наиболее высокие значения присущи соединениям Cu2I4(г),  Ni2I4(г), CrI4(г).

Алюминий обладает большим сродством к кислороду, чем большинство металлов, исключения составляют щелочные и щелочноземельные металлы. При рафинировании с использованием оксидов с меньшим сродством к кислороду продуктами рафинирования являются оксид алюминия и восстановленный металл.

Оксид алюминия, имея более низкую плотность, чем сталь, должен удаляться в шлак, а восстановленный металл - легировать металл шва.

Расчеты реакции взаимодействия алюминия с оксидами показывают, что значения lgKТ выше значений для галогенидов (рис. 3). Максимальные значения наблюдаются при окислении алюминия Mn2O7 и V4O10. Значения константы равновесия уменьшаются при уменьшении валентности металлов в соединениях. Для оксидов в конденсированном состоянии значение константы равновесия реакций окисления алюминия уменьшаются в ряду: Mn2O7 (кж) – Co3O4 (кж) – V2O5 (кж) – Fe3O4 (кж)– Mn3O4 (кж) – V2O4 (кж) – MnO2 (к) – CuO (кж) – Cu2O (кж) – NiO (кж) – CoO (кж)– y–Fe2O3 (к) – Fe2O3 (кж) – FeO (к) – Mn2O3 (кж) – ZnO (кж)– SiO2 (кж)– Cr2O3 (кж) – MnO (кж) – V2O3(кж) – VO (кж).  Следовательно, для успешного рафинирования целесообразно использовать оксиды, находящиеся в указанном ряду левее каждого последующего оксида.

В качестве окислителей для удаления алюминия могут успешно применяться кислород и углекислый газ, что реализуется при сварке в активных защитных газах и газовых смесях. Используя активные к алюминию защитные газы, процесс сварки в газовых средах можно успешно совместить с рафинированием стали.

Термодинамические расчеты показывают, что при взаимодействии алюминия с кислородом и углекислым газом изменение энергии Гиббса намного меньше 0, а lgKP>>1, что обеспечивает протекание реакции в сторону образования продуктов реакции (рис. 4).

Рис. 3. Зависимость lgKТ от температуры при взаимодействии алюминия с оксидами 

Рис. 4. Зависимость изменения lgKP реакции от температуры: 1 - 3СО+2Al = 3С+Al2O3; 2 – 3 СО2+2Al = 3CO+ Al2O3; 3 – 4Al+3O2 = 2Al2O3

В качестве окислителя до 23000К для связывания алюминия может использоваться оксид углерода (II), так как изменение энергии Гиббса реакции, в указанном температурном интервале, их взаимодействия меньше 0, а lgKP>1.

При окислительном рафинировании одним из продуктов реакции является оксид алюминия, который вследствие разности плотностей с металлом шва, должен всплывать на поверхность сварочной ванны. Но вероятность удаления окисных включений в шлак низка, ввиду их незначительных размеров и, как следствие, низкой скорости всплытия. Расчеты показывают, что в не зависимости от толщины стального листа время всплытия частиц меньше времени жизни сварочной ванны только в области I, где диаметр частиц свыше 40 мкм (рис. 5).

Рис. 5. Зависимость времени всплытия частиц оксида алюминия на поверхность сварочной ванны от толщины стали для частиц диаметром: 1 – 1 мкм; 2 – 10 мкм; 3 – 40 мкм; 4 – 100 мкм; 5 – 500 мкм. Кривая 6 - зависимость времени жизни сварочной ванны от толщины стального листа. Область I – область невсплытия, II – область  всплытия частиц

Для частиц с меньшим диаметром - от 0 до 40 мкм, каким обычно обладают частицы оксида алюминия, находящиеся в сварочной ванной, требуется время для всплытия в несколько раз большее, чем время жизни сварочной ванны. Для повышения вероятности всплытия оксидных частиц, исходя из анализа формулы Стокса, можно увеличивать размер включений, уменьшать вязкость стали или увеличивать градиент плотностей стали и включения. Снизить плотность твердых окисных включений практически невозможно, а перевести их в жидкое состояние с более низкой плотностью - за счет образования жидких растворов и эвтектик - вполне вероятно. Скорость всплытия при этом увеличивается пропорционально уменьшению плотности включений. При снижении плотности до 1,9 г/см3 скорость всплытия увеличивается более чем в 1,5 раза.

Таким образом, для рафинирования стали от алюминия целесообразно применять не чистые активные оксиды, а их композиции (флюсы) с компонентами, обеспечивающими окисление алюминия и удаление оксида из сварочной ванны.

В качестве основы такого флюса, учитывая опыт производства алюминия, целесообразно использовать Na3AlF6, который с Al2O3 образует простую эвтектическую систему с температурой плавления 938С и плотностью - 2,1 г/см3. Для снижения плотности предложено вводить CaF2, который, кроме того, снижает температуру плавления эвтектики до 9100С. CaF2 обеспечивает снижение содержания серы и водорода в металле шва и повышает электропроводность флюса, что делает возможным его применение при сварке по слою флюса. Эвтектическая концентрация тройной смеси Na3AlF6-CaF2-Al2O3 составляет 57:26,8:16,2. Плотность тройной системы определяется соотношением компонентов в криолитовом углу и составляет 2,080-2,34 г/см3. В качестве активной составляющей флюса, исходя из термодинамических расчетов, предложено использовать оксиды никеля, хрома, железа, кремния и марганца.

Проведенные исследования показали, что при применении флюса на основе системы Na3AlF6 – CaF2– MeO сварочная дуга отличается устойчивым горением при токе более 50 А.

Исходя из необходимости обеспечения устойчивости сварочной дуги, был предложен для сварки сталей с алюминиевым покрытием флюс на основе базовой системы NaCl-KCl-Na3AlF6 (20:50:30).

Исследования показали, что при сварке по слою флюсов на данной основе с добавлением 5% оксида меди, оксида железа, оксида никеля и оксида кремния устойчивое горение сварочной дуги наблюдается  при силе тока более 30А.

Альтернативой к рафинированию является замена стальной основы шва на никелевую или медную.

Применение никеля в качестве присадочного материала при сварке сталей с алюминиевым покрытием формирует структуру металла шва с никелевой матрицей, легированной железом и алюминием. Содержание алюминия по аналогии с применением стальных присадочных материалов находится в пределах 8%. Содержание железа определяется соотношением наплавленного и проплавленного металла и может изменяться в широких пределах. При взаимодействии никеля с алюминием образуется - фаза на основе интерметаллида Ni3Al. Фаза довольно пластична, так что при увеличении ее количества не происходит катастрофического охрупчивания, хотя пластичность никеля снижается.

Еще более перспективно в качестве присадочного материала применение сплавов на основе никеля, в частности нихромов. Хром, согласно данным П.Л. Грузина, повышает энергию связи атомов в твердом растворе системы Ni-Cr-Fe. В промышленных сплавах на основе системы Ni-Cr типа 80-20 содержание алюминия может доходить до 5%. Алюминий повышает не только прочность и твердость нихромов, но и их жаропрочность. Перспективность применения никеля и нихромов в качестве присадочных материалов при сварке сталей с алюминиевым покрытием повышается вследствие их высокой коррозионной стойкости и жаростойкости..

Алюминий и железо являются легирующими элементами ряда медных сплавов и повышают их прочность. Легирование алюминием меди повышает ее прочность, коррозионную стойкость и уменьшает окисляемость. Легирование железом способствует измельчению структуры меди, что повышает её прочностные свойства.

При содержании алюминия в сталях более критических значений в структуре сплава образуются интерметаллидные фазы с рядом уникальных свойств, что, как было отмечено выше, делает их перспективными для применения в качестве наплавочных покрытий. Исходя из их механических свойств, в качестве наплавленных покрытий целесообразно использовать сплавы с 10-32 % Al, содержащие в структуре интерметаллидные фазы Fe3Al, FeAl. Регулирование содержания алюминия в наплавленном металле позволяет управлять технологическими и эксплуатационными свойствами металла наплавленного шва. Сварочные процессы сопровождаются высокими скоростями охлаждения и кристаллизации металла шва, что приводит к формированию неравновесной структуры сплавов системы «железо-алюминий». В процессе наплавки наблюдается пересыщение -твердого раствора, тормозится процесс упорядочения -фазы. Стабилизирующий отжиг при температурах выше температур упорядочения и последующее охлаждение с контролируемой скоростью позволяют управлять структурой и свойствами наплавленного покрытия.

Проведенные исследования показали, что при содержании алюминия более 20% резко снижается трещиноустойчивость наплавленного металла. Дополнительное легирование покрытий системы «железо-алюминий» позволяет компенсировать снижение технологических свойств металла шва при повышении содержания алюминия. Основным требованием к легирующему элементу является его замещение в интерметаллиде компонентов. Растворимость третьего элемента в интерметаллиде определяется не параметрами размерного несоответствия, а положением элементов в периодической системе Д.И. Менделеева. Наибольшей растворимостью обладают элементы, близкие к компонентам интерметаллида в таблице Д.И. Менделеева, т.е. к алюминию и железу. О характере замещения основных компонентов третьим элементом можно судить по направлению протяженности областей гомогенности твердых растворов на изотермических сечениях тройных систем.

Учитывая положение железа в периодической системе, в качестве легирующих элементов предположительно можно использовать Cr, Co, Mn, Ni, Cu, а исходя из положения алюминия  - Mg и Si.

В третьей главе проведены исследования процессов рафинирования при сварке сталей с алюминиевым покрытием. Исследованы влияние алюминиевого покрытия на процессы распространения тепла при аргонодуговой сварке, влияние нагрева на структуру покрытий в зоне термического влияния и влияние алюминия  - на свойства сварных соединений, получаемых аргонодуговой сваркой.

Химический анализ показывает, что содержание алюминия по сечению металла шва, полученного аргонодуговой сваркой без присадки, изменяется в пределах 1,4-4,1%. Содержание алюминия понижается около линии сплавления и с обратной стороны шва. Последнее является результатом окисления обратной стороны сварочной ванны кислородом атмосферы.

Зависимость количества алюминия от режимов сварки описывается уравнением:

  % Al = 2,40 + 0,02I - 1,11Vсв. (5)

Предел прочности соединений из стали с алюминиевым покрытием, полученных аргонодуговой сваркой, не превышает 150-165 МПа, что практически в 1,5–2 раза ниже предела прочности основного металла. Относительное удлинение составляет всего 2-2,5%. Металл шва склонен к образованию трещин, что является следствием снижения прочности и пластичности стали при легировании алюминием.

При введении присадочного материала отмечается снижение содержания алюминия в зависимости от режимов сварки до 1,2-2,3%, т.е. в 1,5-3 раза по сравнению со сваркой без присадочной проволоки. Введение присадочного материала уменьшает величину зерна. В связи с этим происходит повышение в до 170-180 МПа, до – 3-5%.

Применение флюса на основе Na3 AlF6 – CaF2 c Fe2O3 в качестве окислителя снижает содержание алюминия до 3,3-3,9%, с SiO2 – до 2,2-2,7%, с MnO2 - до 2,2-2,5%, с Cr2O3 – до 2,0%-2,2%, с Cu2O – до 1,2–1,7%, с NiO - до 0,6-1,9%. Предпочтение при этом было отдано оксиду никеля в связи с положительным влиянием восстановленного никеля на механические свойства металла шва и высокую активность его оксида. В зависимости от содержания NiO во флюсе (от 5 до 50%) обеспечивается снижение содержания алюминия  до 0,6%, в повышается до 315-330 МПа, а – до 22-24%.

При использовании флюса на основе NaCl-Na3AlF6-KCl уменьшается ширина шва с лицевой стороны, что объясняется активирующим действием флюса, содержащим хлористые соединения. При этом пространственная устойчивость  дуги обеспечивается даже при силе тока 30-35 А.  Наиболее устойчива дуга при введении во флюс MnO2. Содержание алюминия и свойства металла шва практически не изменяются по сравнению с предыдущим вариантом рафинирования.

В качестве рафинирующих флюсов использовали хлориды переходных металлов: NiCl2, MnCl2, FeCl3.  Процесс рафинирования при сварке протекает как в зоне термического влияния перед сварочной дугой, так и в сварочной ванне в связи с повышением парциального давления хлора над сварочной ванной. Все  хлориды  обеспечили заметное снижение содержания алюминия в шве - до 1,0- 1,4 %. Однако высокая токсичность хлористых соединений ограничивает область применения данных флюсов при сварке.

Сварка плавящимся электродом в среде активных газов и смесей обеспечивает снижение содержания алюминия по двум причинам: 1) увеличивается доля основного металла при подаче электродной проволоки; 2) происходит окисление алюминия CO2, O2 и продуктами их диссоциации. Исходя из их окислительной способности и распространенности, целесообразно применение следующих сред при сварке покрытых  сталей плавящимся электродом: СО2, СО2+30% О2, Ar+30% О2.

Сварка в CO2 приводит к снижению содержания алюминия до 0,9-1,0% (рис. 6а). Предел прочности при этом составляет 289 МПа, что в два раза выше в соединения из стали с алюминиевым покрытием, полученного сваркой в среде Ar.

Сварка в газовой смеси СО2+30%О2 приводит к снижению  алюминия в шве до 0,40-0,68%, а сварка в смеси Ar+О2 – до 0,27-0,39% в зависимости от режимов сварки (рис. 6б, в).

Зависимость содержания алюминия в металле шва от режимов сварки описывается следующими уравнениями (соответственно для сварки в СО2, СО2+О2 или Ar+О2):

% Al = 0,97 + 0,01U - 0,12Vсв – 0,12 Vпп  (6)

% Al = 0,21 + 0,01 U + 1,20 Vсв – 0,02Vпп  (7)

% Al = 0,42 + 0,01U - 0,40Vсв - 0,06Vпп  (8)

Однако вследствие разной активности окислительной среды, взаимодействующей с покрытием с лицевой стороны, и воздуха, взаимодействующего с обратной, алюминий распределен по сечению шва неравномерно: максимальное содержание наблюдается в нижней области шва, минимальное –  в верхней.

Для снижения содержания алюминия в корне шва сварку в СО2 предложено проводить на флюсовой подушке, содержащей в качестве окислителей оксид никеля (II), плотность которого больше плотности стали при температурах выше линии ликвидус. Следовательно, применение NiO во флюсовой композиции не должно приводить к его всплытию и попаданию в металл шва.

В качестве базовой основы флюса, так же как и при аргонодуговой сварке, предложен состав  Na3AlF6-CaF2.

а) б) в)

Рис. 6. Зависимость содержания алюминия от режимов сварки в среде: а – СО2; б – СО2 +30%О2; в – Ar+30%О2; 1 – от напряжения Vпп = 2,7 см/с; Vсв = 0,2 см/с; 2 – от скорости подачи присадочной проволоки при U = 16В; Vсв = 0,2 см/с; 3 – от скорости сварки при U = 16В; Vпп = 2,7 см/с

В зависимости от содержания во флюсе NiO содержание алюминия в корне шва составляет 0,66-1,00%, а с лицевой стороны – 0,71-1,00%. Максимальную пластичность обеспечивает флюс с содержанием 5% NiO и содержанием Ni в пределах 0,46-0,76%. При дальнейшем увеличении содержания NiO пластические свойства металла шва снижаются - в связи с тем, что содержание Ni повышается до 2,65%. Прочностные свойства металла шва при увеличении содержания NiO возрастают.

При сварке сталей с алюминиевым покрытием функцию флюсовой подушки может выполнять поддув обратной стороны активным (окислительным) газом или газовой смесью.

В зависимости от режимов сварки поддув CO2 снижает содержание алюминия до 0,1-0,8%. При этом разница среднего содержания алюминия в металле шва по вертикальному сечению – не более 0,1%. С обратной стороны шва в зоне сопряжения отсутствуют включения интерметаллидной фазы, которая снижает прочность и пластичность сварного соединения.

Зависимость содержания алюминия в металле шва при сварке в среде СО2 с поддувом СО2 описывается уравнением:

%Al = – 0,64+0,07U – 0,5Vcв – 0,02Vпп.. (9)

Как показывает зависимость, увеличение напряжения при сварке приводит к повышению содержания алюминия, что связано с увеличением ширины сварочной ванны и ширины зоны расплавления алюминиевого покрытия (рис. 7 а). Прочность при растяжении сварных соединений, получаемых по предложенному способу, составляет 330-345 МПа, а относительное удлинение - 34-38%.

Рис. 7. Зависимость содержания алюминия в металле шва от режимов сварки в среде СО2 с поддувом: а – СО2; б – СО2+ 30%О2; в – Ar+30%О2 1 – от напряжения при Vпп = 2,7 см/с; Vсв = 0,2 см/с; 2 – от скорости подачи присадочной проволоки при U = 20 В; Vсв = 0,2 см/с; 3 – от скорости сварки при U = 20 В; Vпп = 2,7 см/с

Применение смесей СО2+30%О2, Ar+30%О2 для поддува обеспечивает более эффективное рафинирование металла сварного шва от алюминия в связи с более высокой окислительной способностью данных смесей. Среднее содержание алюминия при этом на 5-10% ниже, чем при сварке с поддувом СО2, причем при использовании газовой смеси Ar+30%О2 эти значения ниже. Градиент концентраций алюминия по сечению шва – не более 0,1-0,2%. Зависимости содержания алюминия от режимов сварки с поддувом СО2+30%О2, Ar+30%О2 (рис. 7б, в) описываются соответственно выражениями:

% Al = 0,2+0,01U – 0,18Vcв – 0,03Vпп.  (10)

% Al = 0,1+0,01U +0,08Vcв – 0,04Vпп.  (11)

Относительное удлинение и прочность при растяжении составляют при этом 39-41% и 340-350 МПа соответственно.

Сварка в смеси Ar+30%О2 при сварке стали с алюминиевым покрытием с поддувом обратной стороны этой же смесью также снижает содержание алюминия до 0,1-0,22%. Значения прочности при растяжении и относительного удлинения образцов соответственно составляют 340-365 МПа и 38-42%.

Проведенные исследования позволили разработать и внедрить на производстве ООО ТД «Автотрансформатор» технологию сварки маслоохладителей трансформаторов, изготовляемых из сталей с алюминиевым покрытием.

Маслоохладитель имеет конструкцию радиаторного типа с полостями прямоугольного сечения для подачи охлаждаемой среды. Маслоохладитель состоит из двух частей, получаемых штамповкой. В торцевые части его ввариваются входной и выходной патрубки.

Сварку элементов данной конструкции проводили в среде смеси аргона и кислорода с поддувом обратной стороны этой же смесью. Разделка кромок, согласно требованиям ГОСТ 14771-76 «Дуговая сварка в защитных газах. Соединения сварные», для толщины 1,5 мм не требуется. В качестве сварочной проволоки применялась Св-08А диаметром 0,8 мм. Смесь газов подавалась в соотношении 70% аргона, 30% кислорода с обеих сторон. Режимы сварки: U = 20 В, Vcв = 0,2 см/с, Vпп = 2,7 см/с, Qг = 14-15 л/мин.

После сварки шов и зона термического влияния зачищались на ширину 20 мм. Качество сварного соединения контролировалось визуально-измерительным методом, испытаниями на герметичность, механическими испытаниями и микрорентгеноспектральным анализом. Как показал химический анализ, среднее содержание алюминия в металле шва - не более 0,15%.

В четвертой главе проведены исследования процессов сварки сталей с алюминиевым покрытием с применением присадочных материалов на основе меди, никеля и их сплавов.

Сварка сталей с алюминиевым покрытием медной проволокой проводилась в среде аргона и в среде углекислого газа. Исследования показали, что при сварке в среде аргона заготовок труб из сталей с алюминиевым покрытием медной проволокой диаметром 0,8 мм формирование шва удовлетворительного качества с полным проплавлением и равномерной шириной происходит в диапазоне режимов: напряжение U = 10-18 В; скорость сварки Vсв = 0,22-0,27 м/мин; скорости подачи проволоки Vпп = 4,0-4,6 м/мин; зазор в стыке = 0,3-0,6 мм.

В рассматриваемом диапазоне режимов металл шва имеет следующий химический состав: 1,88 - 4,74 масс. % железа: 0,4 - 1,1 масс. % алюминия, остальное - медь. Зависимость содержания алюминия и железа в металле шва описывается выражением:

%Al = 0.24U-0.06Vпп+0,016 Vсв-0,034+0,719;  (12)

% Fe = 1,43U-0,05Vпп+0.28 Vсв-0.008+2,99. (13)

Уравнения показывают, что наиболее значительное влияние оказывает изменение напряжения дуги, которое вызывает увеличение количества алюминия с 0,40 до 0,97%, а железа - с 1,88 до 4,74 %. Это связано с увеличением площади расплавления основного металла и покрытия. Заметное снижение содержания алюминия и железа происходит при увеличении скорости подачи проволоки. Увеличение расхода присадочной проволоки с 1,2 до 1,3 г/см приводит к плавному снижению железа от 4,74 до 4,64 масс. % и алюминия от 0,97 до 0,88 масс. % в металле шва (рис. 8, 9).

а) б)

Рис. 8. Зависимость содержания алюминия: а) от напряжения дуги (1), скорости подачи присадочной проволоки (2), скорости сварки (3), зазора между свариваемыми кромками (4); б) расхода присадочной проволоки

а)  б)

Рис. 9. Зависимость содержания железа: а) от напряжения дуги (1), скорости подачи присадочной проволоки (2), скорости сварки (3), зазора между свариваемыми кромками (4); б) расхода присадочной проволоки

Механические свойства металла шва определяются химическим составом металла шва и, следовательно, режимами сварки.

Зависимость механических свойств металла шва от режимов сварки описывается уравнениями:

HV = 7,98U-5,07Vпп+5,9Vсв-7,1+68,1;  (14)

B = 20U-16Vпп+21 Vсв-18+302;  (15)

= - 0,74U+0,16Vпп-0,03Vсв+0,08+15,7. (16)

Анализ полученных уравнений регрессии показывает, что с увеличением значений факторов, обуславливающих снижение содержания алюминия и железа в металле шва (скорость подачи проволоки и зазора между свариваемыми кромками), твердость и прочность металла шва уменьшается, а с увеличением скорости сварки и напряжения, которые увеличивают содержание алюминия, эти параметры увеличиваются. Влияние режимов сварки на относительное удлинение металла шва противоположно влиянию на его прочность и твердость, поскольку алюминий и железо уменьшают пластические характеристики меди.

При сварке в CO2 стали с алюминиевым покрытием с медной проволокой медь окисляется углекислым газом, а алюминий и кремний выполняют роль раскислителей.

При сварке в углекислом газе стали толщиной 2 мм с алюминиевым покрытием 20 мкм оптимальными интервалами режимов являются: для напряжения - 21-26 В, для скорости сварки - 0,20-0,25 м/мин, при скорости подачи проволоки 3,00 м/мин.

Как показали исследования, в данном диапазоне режимов структура металла шва не содержит интерметаллидных фаз. В зависимости от режимов сварки содержание алюминия находится в пределах 0,29-0,4%, а содержание железа - от 3 до 12%.

Испытания на статическое растяжение плоских образцов показали, что предел прочности металла сварного соединения составляет 340-370 МПа, что в 1,5-1,8 раза больше предела прочности соединений, полученных сваркой в СО2 проволокой Св-08Г2С.

Испытания на статическое растяжение на заготовках из труб  подтверждают высокую прочность соединений, полученных сваркой медной проволокой. Предел прочности сварного соединения составляет 345-370 МПа. Испытания на статический изгиб, подтверждают высокую пластичность металла шва: максимальный угол загиба при испытаниях соединений, полученных сваркой медной проволокой, составляет 135-1400С, а при испытаниях  соединений, полученных стальной проволокой, -  100-1120.

Исследование процессов сварки стали с алюминиевым покрытием никелевой проволокой проводили в среде аргона на пластинах с алюмокремниевым покрытием.

Для исследуемой толщины металла сварной шов удовлетворительного качества формируется в следующем диапазоне режимов: dп = 1 мм, U = 9-13 В, Vп.пр = 1-1,5 м/мин, Vсв = 0,2-0,4 м/мин.

Химический анализ показал, что в исследуемом диапазоне режимов в составе металла шва содержится никеля - от 63 до 74 масс. %, железа – 33-39 масс. %, алюминия – 1,0-1,45 масс. % (рис. 10).

а)  б)

Рис. 10. Зависимость среднего содержания алюминия (а) и железа (б): 1 – от напряжения;  2 - расхода электродной проволоки

Прочность металла шва при расходе проволоки от 7 до 9 г/м и напряжении более 11 В меньше на 10-40 МПа прочности никеля Н1. Относительное удлинение металла шва на всем исследуемом диапазоне режимов меньше, чем у никеля, и составляет 18-23%. Снижение механических свойств никеля связано с легированием его железом в значительных количествах, более 30%.

Увеличением расхода никелевой проволоки до 11 г/м прочность металла шва значительно повышается и достигает 460-470 МПа, а при увеличении напряжения, которое приводит к повышению содержания железа и алюминия за счет увеличения доли основного  металла, – снижается до 400 МПа (рис. 11а).

а)  б)

Рис. 11. Зависимость прочности при растяжении металла шва (а) и относительного удлинения (б) от напряжения (1) и расхода присадочной проволоки (2)

Применение электродной проволоки Св-Х20Н80 обеспечило формирование шва с однофазной структурой.

Как показал микрорентгеноспектральный анализ, матрица металла шва имеет гранецентрированную решетку (пространственная группа 225), характерную для Ni. Распределение алюминия, кремния, никеля и хрома по сечению шва в целом равномерное. Количественное содержание элементов определяется расходом электродной проволоки. Наиболее заметно влияние расхода проволоки сказывается на изменении содержания железа, никеля, хрома. Увеличение расхода электродной проволоки с 0,3 до 0,5 г/см приводит к увеличению содержания в металле шва хрома - с 11 до 17 масс. % и никеля - с 35 до 41 масс. % и, соответственно, к снижению доли железа – с 53 масс.% до 46 масс. % (рис. 12). Содержание алюминия и кремния при увеличении расхода проволоки незначительно уменьшается, что обуславливается двумя причинами: увеличением доли компонентов электродного материала в металле шва и уменьшением площади расплавления алюмокремниевого покрытия - за счет уменьшения тепловложений в сварочную ванну (рис. 12).

  а) б)

Рис. 12. Зависимость содержания элементов в металле шва от расхода электродной проволоки Св-Х20Н80 при сварке сталей с алюмокремниевым покрытием (режимы сварки: dп = 1,2 мм, U = 18 В, I = 140 А): а) 1 – железо; 2 – никель; 3- хром; б) 1 – кремний; 2 – алюминий

Испытания на статическое растяжение плоских образцов показали, что предел прочности металла сварного соединения составляет 400-440 МПа, что практически в 1,1-1,2 раза больше предела прочности основного металла и в 2-2,3 раза выше предела прочности сварных швов, полученных сваркой стальной проволокой. Металл шва, полученный сваркой никель-хромовой проволокой характеризуется также более высокой пластичностью, чем металл шва, полученный сваркой стальной проволокой. Относительное удлинение металла шва при сварке нихромовой  проволокой составляет 41-53%, а при сварке стальной проволокой  - 11-15%.

Испытания на статическое растяжение на заготовках из труб  подтверждают высокую прочность соединений, полученных сваркой проволокой Св-Х20Н80. Предел прочности сварного соединения составляет 390-420 МПа. Испытания на сплющивание показали, что разрушение сварного соединения, полученного сваркой никель-хромовой проволокой, происходит при зазоре 3 мм, и соединения, полученного сваркой стальной проволокой, – 7 мм, что говорит о более высокой пластичности сварного соединения в первом случае. Это также подтверждается и результатами испытаний на статический изгиб. Так, максимальный угол загиба при испытаниях соединений, полученных сваркой никель-хромовой проволокой, составляет 152-156°, а при испытаниях соединений, полученных стальной проволокой - 95-110°.

Сварные соединения, выполненные аргонодуговой сваркой никель-хромовой проволокой, обладают значительно большей жаростойкостью, чем сварные соединения, полученные стальной проволокой. Как показали испытания на жаростойкость, после выдержки при температуре 750°С в течение 500 часов толщина шва в первом случае уменьшается на 0,05 мм, во втором случае толщина практически на 1,25 мм. 

В пятой главе проводятся исследования процессов аргонодуговой наплавки сплавов системы «железо-алюминий» на сталь Ст3, а также влияние химического состава наплавленного металла на его механические и эксплуатационные свойства.

Исследования показали, что, варьируя основные режимы аргонодуговой наплавки – силу тока, скорость подачи присадочной проволоки и скорость наплавки, можно управлять геометрическими параметрами наплавленного валика (рис. 13), площадью проплавленного и наплавленного металла, и, следовательно, химическим составом наплавки. Содержание алюминия при наплавке изменялось в пределах 9-30% в зависимости от технологических режимов наплавки (рис. 14). Содержание алюминия по сечению шва - неравномерное. При повышении скорости подачи присадочной проволоки градиент концентраций алюминия по сечению шва увеличивается. Учитывая, что варьирование скорости подачи проволоки позволяет изменять содержание алюминия в широких пределах, целесообразнее для управления составом, структурой и свойствами наплавленного металла использовать именно этот технологический параметр.

а) б)  в)

Рис. 13. Зависимость а) ширины  сварного шва; б) величины усиления шва; в) глубины проплавления: 1 – от силы тока при Vн=0,25 см/с и Vп/п =2,5 см/с; 2 - скорости подачи присадочной проволоки при Vн=0,25 см/с  и Id =300 A; 3 - скорости наплавки при Id =300 A и Vп/п =2,5 см/с

   

а) б) в)

Рис. 14. Зависимость содержания алюминия а) от силы тока; б) от скорости наплавки; в) от скорости подачи присадочной проволоки. 1 - расчетная; 2 - по данным химического анализа

Металлографический анализ образцов, наплавленных с различными скоростями подачи присадочной проволоки, показал, что наплавленные образцы со средними значениями содержания алюминия до 12-14% имеют столбчатое строение. Зерна  шириной 0,1-0,25 мм вытянуты в направлении теплоотвода. По границам зерен и в теле зерен располагаются единичные или скелетообразные иглы включений вторых  фаз (рис. 15). Длина игл 1-96 мкм, толщина – 0,5-8 мкм. Толщина включений по границе зерен 0,2-4 мкм. Площадь  включений  составляет  7- 15%.

Увеличение средних значений содержания алюминия более 14% (скорость подачи присадочной проволоки более 4,25 см/с) приводит к появлению в верхних слоях зоны равноосных кристаллов размером 0,1-0,8мм. В структуре также наблюдаются иглообразные и компактные включения. Их площадь уменьшается с увеличением содержания алюминия. Ниже этой зоны располагается зона столбчатых кристаллов с той же структурой, что и в предыдущих образцах, и с содержанием алюминия менее 14%. При увеличении содержания алюминия вырождается зона столбчатых кристаллов и увеличиваются размеры равноосных кристаллов.

Рентгеноструктурный анализ показал, что основу зерен составляет фаза -Fe, являющаяся твёрдым раствором замещения Fe-Al (пространственная группа 229) и интерметаллид Fe-Al (пространственная группа 221), образующийся при упорядочении -Fe.  С увеличением содержания алюминия увеличивается степень искажения кристаллической решетки -Fe. Период решетки -Fe с содержанием 10% Al составляет 2,889A°, а с 30% - 2,905 A°. Период решетки интерметаллидной фазы изменяется от 2,906 A° до 2,918 A° , что соответствует периоду упорядоченной фазы  FeAl. Степень упорядочения твердого раствора по типу B2 (FeAl) доходит до 40%. Кристаллографический анализ показал, что включения в теле и по границам зерен имеют ГЦК кристаллическую решетку (225 пространственная группа) и, исходя из химического состава, можно утверждать, что это -фаза (Fe3Al Сх).

Таким образом, при содержании алюминия до 30% формируется метастабильное покрытие на основе пересыщенного раствора алюминия в -железе с частичным упорядочением  по типу B2 и  включений  Fe3AlСх, расположенных на границе и в теле зерен. Степень упорядочения зависит от содержания алюминия и условий охлаждения наплавленного покрытия. Пересыщение железа алюминием, частичное упорядочение структуры твердого раствора и наличие  включений повышают твердость и износостойкость наплавленного металла и обеспечивает высокую жаростойкость покрытий.

При содержании алюминия в наплавленных покрытиях от 30 до 40% структура состоит из -железа с частичным упорядочением  по типу B2 (степень упорядочения до 40%) и до 30% пластинчатых интерметаллидных включений Al13Fe4 (12 пространственная группа). 

Учитывая, что интерметаллидные сплавы системы «железо-алюминий» весьма хрупки, важнейшим технологическим свойством наплавленного металла следует считать склонность к образованию трещин. Образцы, наплавленные со скоростью подачи до 6,8 см/с  и содержащие алюминия до 20%, практически не имеют трещин. При более высоком содержании алюминия наплавленный валик имеет продольные и поперечные трещины, которые образуются при температурах 200-400°С.

 

а)  б)

Рис. 15. Микроструктура наплавленного покрытия. Режимы наплавки:

I = 300A, Vн = 0,25 см/с, Vпп = 2,5 см/с

Механические и эксплуатационные свойства наплавленного металла в большей степени определяются содержанием алюминия, а не собственно условиями достижения при наплавке этого состава. Твердость наплавленного металла в зависимости от режимов наплавки изменялась в пределах 25-60 НRC. При варьировании скорости подачи присадочной проволоки с 2,5 до 7,65 см/с и весовом расходе от 0,035 до 0,175 г/с твердость изменяется с 25 до 50 НRC (рис. 16). Значения твердости неравномерны по сечению шва. Микротвердость изменяется для указанных условий наплавки от 240 до 600 кгс/мм2.

Рис. 16. Зависимость твердости (1) и относительной износостойкости (2) наплавленного металла от содержания алюминия при Id=300A, Vн=0,25 см/с

С повышением содержания алюминия относительная износостойкость наплавленного металла повышается. Максимальное значение относительной износостойкости наблюдается при скорости наплавки 5,95 см/с, что соответствует содержанию алюминия порядка 15-21%. Дальнейшее увеличение скорости подачи присадочной проволоки (и, соответственно, содержания алюминия) снижает относительную износостойкость из-за охрупчивания наплавленного металла и выкрашивания его при испытаниях на износостойкость.

Испытания на жаростойкость при 9500С показали, что максимальной жаростойкостью обладают образцы, наплавленные со скоростью подачи 4,25-5,95 см/с при содержании алюминия 14-20% (рис. 17).

Наплавленным покрытиям, как было отмечено выше, присуща неравновесная структура на основе пересыщенного раствора алюминия в железе с включениями  фазы. Отжиг наплавленных покрытий при температурах выше линии упорядочения приводит к растворению  включений, выравниванию содержания алюминия по сечению шва. Последующее регулируемое охлаждение позволяет управлять структурой покрытия и получать как стабильные покрытия, так и покрытия с различной степенью метастабильности. При этом механические и эксплуатационные свойства изменяются в широких пределах (рис. 18). Максимальная износостойкость на уровне 20 наблюдается при содержании алюминия 25-30% и охлаждении после отжига на воздухе. Стабильная структура, полученная охлаждением с печью, при содержании алюминия 14-30% обеспечивает относительную износостойкость на уровне 10.

Рис. 17. Зависимость потери массы образцов от времени их выдержки при температуре 950 0С при содержании алюминия: 1) 10 %; 2) 14%; 3) 17%; 4) 25%

Рис. 18. Зависимость относительной износостойкости наплавленных покрытий от содержания алюминия при охлаждении после отжига: 1 – в воде; 2 – на воздухе; 3 – с печью

В шестой главе проведены исследования влияния легирующих элементов на процессы наплавки и свойства наплавок системы «железо-алюминий». Установлено, что процесс наплавки с использованием сплавов системы Al-Mg отличает более высокая окисляемость поверхности расплавленного металла. Повышенная окисляемость алюминий-магниевого расплава способствует формированию более грубой поверхности наплавленного валика.

Содержание алюминия в наплавленных валиках при наплавке сплавами алюминий-магний и алюминием различается незначительно и находится в пределах 10-40% - в зависимости от скорости подачи присадочной проволоки. Во всех случаях содержание алюминия значительно меньше при наплавке проволокой Св-АМг6, что в большей степени определяется повышенным разбрызгиванием при увеличении в присадочной проволоке магния. Cледует отметить, что cреднее содержание алюминия по результатам химического анализа незначительно отличается от расчетных значений. Содержание магния составляло не более 0,01%. Вероятно, магний испаряется при наплавке.

Увеличение содержания алюминия в наплавленном валике и наличие магния в присадочной проволоке способствуют уменьшению размера равноосных зерен. Размеры зерен при использовании алюминиевой проволоки не менее 100 мкм, а при использовании проволок системы алюминий-магний с содержанием алюминия более 20% размер зерен составляет 10-20 мкм.

Твердость наплавленных валиков при наплавке проволокой системы «алюминий-магний» была выше, чем при использовании алюминиевой. Причем увеличение содержания магния в проволоке повышает твердость наплавленных валиков. Применение проволоки Св-АМг6 обеспечивает повышение твердости до 65 HRC, что на 20-40% выше, чем твердость валиков, наплавленных алюминиевой проволокой без магния. Склонность к образованию холодных трещин при этом возрастает. Повышение склонности к образованию холодных трещин связано, вероятно, с концентрацией магния по границам зерен. Исследование износостойкости показало, что наплавленные сплавами алюминий-магний валики имеют более высокие значения износостойкости при содержании алюминия 10-15% и достигают значений 7-9 (рис. 19), при более высоких скоростях подачи присадочной проволоки из-за охрупчивания наплавленного металла износостойкость резко снижается.

Рис. 19. Зависимость относительной износостойкости наплавленного металла от содержания алюминия при наплавке: 1 - проволокой Св-АМг3; 2 - проволокой Св-АМг6; 3 - проволокой Св-А5

Кремний является одним из самых распространенных легирующих элементов в литейных алюминиевых сплавах. Проведенные исследования с применением проволоки Св-АК5 показали, что при этом значительно снизилась окисляемость наплавленного металла по сравнению с проволокой Al-Mg. Кроме того, более значительная инертность кремния по отношению к атмосфере и высокая температура плавления обеспечили снижение потерь на угар, разбрызгивание и т.д., что повысило коэффициент использования присадочной проволоки.

Содержание Si в зависимости от режимов находится в пределах 0,5-2,5%, что подтверждает незначительный угар Si при наплавке. Структура наплавленного металла  представлена -фазой железа с различной степенью упорядоченности, легированной алюминием и кремнием с включениями  к-фазы, дополнительно легированной Si.

Применение присадочной проволоки, содержащей Si, значительно повысило твердость наплавки. В зависимости от режимов наплавки и содержания алюминия в наплавленном валике твердость находится в пределах 40-70 НRС. Таким образом, по показателям твердости применение присадочного металла системы Al-Si имеет преимущество перед другими присадочными материалами на основе алюминия. Наплавленные валики имеют значительное количество трещин, и наблюдается расслоение металла, что отрицательно сказывается на износостойкости металла шва. Величина относительной износостойкости находится в пределах 2-5, что ниже, чем при использовании алюминиевой присадочной проволоки.

Проведенные опытные наплавки с использованием проволоки Св-АМц показали, что наплавленные валики не содержат  следов интенсивного окисления, угар и разбрызгивание при этом сравнимы с наплавкой проволокой Al-Si. Твердость наплавленного валика составляет 30-65HRC. Как и при использовании алюминиево-кремниевой проволоки, наблюдается значительная склонность к образованию трещин, что и определяет величину относительной износостойкости не более 8.

Для наплавки покрытий системы «железо-алюминий», легированных медью, применяли аргонодуговую наплавку с использованием присадочной проволоки Св-А5 и медной проволоки М1. При наплавке алюминиевую проволоку подавали в хвостовую часть сварочной ванны, а медную - в головную, что обеспечивало качественное формирование наплавленного валика. Расчетное содержание алюминия в зависимости от скорости подачи присадочной проволоки составляло 10-30%. Содержание меди находилось в пределах 5-16%. Твердость изменялась в пределах 42-70 НRC, что на 15-20 HRC выше, чем при наплавке двухкомпонентных сплавов (рис. 21а). Структура покрытия представлена первичной -фазой, легированной алюминием и медью, и эвтектикой. Эвтектика содержит к-фазу, легированную медью, и медную фазу, легированную железом и алюминием. Увеличение содержания меди приводит к повышению доли эвтектики (рис. 20).

Износостойкость при дополнительном легировании медью значительно повышается (рис. 21б). Максимальной износостойкостью обладают сплавы, содержащие до 5% меди и 15-20% алюминия. Дальнейшее повышение содержания меди и алюминия приводит к охрупчиванию сплавов и снижению их износостойкости.

а) б)  в)

Рис. 20.  Микроструктура наплавленных валиков системы Fe-Al-Cu: а) 11-14%Al, 3.5-6.6 %Cu; б) 12-16%Al, 21-25 %Cu; в) 12-14%Al, 25-31 %Cu

 

а)  б)

Рис. 21. Зависимость  твердости (а) и относительной износостойкости (б) наплавленного валика от содержания алюминия при расходе медной проволоки 1 - 0,031г/с;  2 - 0,046 г/с; 3 - 0,061 г/с

Хром относится к элементам, повышающим пластические свойства сплавов системы «железо-алюминий». С целью легирования металла шва хромом были проведены исследования процессов аргонодуговой наплавки сплавов системы железо-алюминий с применением алюминиевой присадочной проволоки марки Св-А5 по слою оксида хрома (III). В процессе наплавки оксид хрома, взаимодействуя с алюминием, восстанавливается до хрома, легируя наплавленный валик:

Cr2O3 +Al = Cr + Al2O3 (17)

Толщина слоя оксида хрома выбиралась, исходя из условия обеспечения стабильного горения сварочной дуги, и составляла 0,8-1 мм.

Содержание алюминия, исходя из расчетных данных, в зависимости от скорости подачи присадочной проволоки находится в пределах 7-70%. В образцах, наплавленных по слою оксида хрома, содержание алюминия меньше, чем в наплавленных без флюса, вследствие увеличения доли основного металла, участвующего в формировании наплавленного валика. Содержание хрома в образцах в среднем изменялось в пределах 3-9%. Твердость наплавленного валика при легировании хромом в зависимости от скорости наплавки составляла 10-40 HRC, что на 5-10 единиц ниже твердости нелегированного наплавленного металла.

Хром, как показали исследования, снижает склонность к образованию трещин в наплавленном металле.  В образцах, наплавленных без флюса, трещины в металле шва появляются при содержании алюминия около 20%, а при наплавке по слою оксида хрома трещины наблюдаются при содержании алюминия более 30%.

Легирование хромом до 9% повышает относительную износостойкость наплавленного металла (рис. 22) при содержании алюминия от 20 до 30%.

Металлографический анализ показал, что хром повышает устойчивость -твердого раствора железа, подавляя в нем процесс упорядочения структуры и предотвращая образование к-фазы Fe3Al, которая явно присутствует при наплавке без флюса (рис. 23). Это, по-видимому, и является основной причиной повышения трещиноустойчивости и, как следствие, износостойкости наплавленного валика.

Рис. 22. Зависимость износостойкости наплавленного валика от содержания алюминия при наплавке: 1) без оксида хрома; 2) с оксидом хрома

  a)  б)

Рис. 23. Структура наплавленных покрытий: а) 8-10%Al; б) 8-10%Al с 6-8% Cr

Никель входит в семейство железа, образует с ним ряд непрерывных твердых растворов, что позволяет считать его перспективным легирующим элементом для повышения технологической прочности алюминидов железа. Легирование никелем осуществлялось (по аналогии с хромом) путем введения в жидкометаллическую ванну оксида никеля и протекания алюмотермической реакции. Содержание никеля находилось в пределах 5-10%. Никель практически в равной мере легирует как включения, так и твердый раствор алюминия в железе. Никель значительно повысил твердость наплавленного металла при содержании алюминия до 14%.  При этом значения  относительной износостойкости доходили до 13.

На основании проведенных исследований для ОАО «Жигулевское карьероуправление» разработана технология и оборудование для наплавки износостойких покрытий на детали грохота. Твердость покрытия составляла 40-50 НRC, а относительная износостойкость - не менее 6.

Общие выводы по работе

1. Анализ взаимодействия алюминия и стали показывает, что алюминий необходимо рассматривать как технологическую примесь при сварке комбинированных материалов и как легирующий элемент при наплавке специальных покрытий. В первом случае алюминий снижает механические и технологические свойства металла шва вследствие легирования феррита и образования интерметаллидных включений в стали. Во втором случае  алюминий обеспечивает формирование покрытий со специальными свойствами за счет образования интерметаллидных фаз с уникальным сочетанием твердости, коррозионной стойкости и  жаростойкости.

2. Для снижения содержания алюминия в металле шва его необходимо в процессе сварки связывать в легкоудаляемые соединения (хлориды, фториды и оксиды). Термодинамические расчеты показали, что для этого в сварочную ванну целесообразно вводить галогениды и оксиды переходных металлов и кремния, а также использовать активные к алюминию защитные газы и газовые смеси.

3. Установлено, что в качестве износостойких и жаростойких покрытий могут успешно использоваться сплавы, содержащие от 10-50% (ат.) алюминия  на основе интерметаллидных фаз Fe3Al, FeAl. Дополнительное легирование интерметаллидных фаз компонентами, близкими в периодической системе к алюминию и железу,  позволяет компенсировать низкие технологические свойства металла шва.

4.  Установлено, что для снижения содержания алюминия и оксида алюминия при сварке сталей с алюминиевым покрытием целесообразно использовать окислительные  флюсы, обеспечивающие связывание оксида алюминия в легкоплавкие шлаковые системы с минимальной плотностью и максимальной растворимостью Al2O3.

В качестве такой системы предложено использовать флюсовую систему Na3AlF6 – CaF2 – MeO. При окислении ею алюминия образуется эвтектическая система Na3AlF6 – CaF2 – Al2O3 с плотностью 1,9 г/см3 и температурой плавления  900 0С.

5. При сварке сталей с алюминиевым покрытием повышение окислительной способности среды приводит к снижению содержания алюминия в шве. Эффективность рафинирования газовыми средами повышается в ряду СО2-СО2+О2-Ar+О2. Для гомогенизации химического состава металла шва и снижения содержания алюминия при сварке сталей с двухсторонним алюминиевым покрытием предложено применять активную флюсовую подушку или поддув активными газами и их смесями.

6. Установлено, что применение меди в качестве присадочного материала при сварке сталей с алюминиевым покрытием позволяет повысить предел прочности при растяжении до 330-370МПа при относительном удлинении 20-25%, а применение никеля и сплавов никель-хром обеспечивает прочность металла шва на уровне 400-470 МПа при относительном удлинении от 20 до 50% в зависимости от режимов сварки и состава присадочного материала.

7. При аргонодуговой наплавке алюминия на сталь формируется метастабильное покрытие на основе пересыщенного раствора алюминия в -железе и включений типа Fe3AlСх, расположенных на границе и в теле зерен. Твердость наплавленного металла в зависимости от содержания алюминия лежит в пределах 25-50НRC. Максимальная износостойкость наблюдается в наплавленном металле с содержанием алюминия в пределах 15-21%, максимальная жаростойкость наблюдается при этих же концентрациях алюминия.

8. Отжиг наплавленных покрытий при температурах выше температур упорядочения -твердого раствора алюминия в железе с последующим охлаждением с контролируемыми скоростями позволяет управлять структурой покрытий и изменять ее свойства в широких пределах. Максимальная износостойкость наблюдается при содержании алюминия в пределах 25-30% после отжига с охлаждением на воздухе.

9. Основные легирующие элементы алюминиевых сварочных проволок - магний, кремний и марганец - повышают твердость шва и его склонность к образованию трещин. Магний в наименьшей степени снижает трещиноустойчивость швов системы Fe-Al и повышает твердость и износостойкость на 10-15%.

  10. Введение меди до 5 % в наплавленные покрытия системы Fe-Al повышает твердость и износостойкость покрытий, вследствие легирования фазы Fe3AlСх медью. Максимальной износостойкостью обладают покрытия, содержащие до 5% меди и алюминия 15-20% при высоких значениях жаростойкости.

11. Легирование покрытий системы железо-алюминий хромом в количестве 3-9% стабилизирует структуру -твердого раствора алюминия в железе, способствует его пересыщению, что повышает пластические свойства наплавленных покрытий, трещиноустойчивость и износостойкость.

12. Введение до 10% никеля в сварочную ванну обеспечивает легирование твердого раствора и карбидных включений практически в равных количествах, что повышает твердость наплавленного металла при содержании алюминия до 14% и его относительную износостойкость.

Наиболее значимые публикации по теме диссертации:

  1. Ковтунов, А. И., Цымбал, Р. А., Чермашенцева, Т. В.. Исследование процессов наплавки износостойких покрытий системы железо-алюминий, легированных хромом / А. И. Ковтунов, Р. А.Цымбал, Т. В. Чермашенцева // Тяжелое машиностроение. – 2011. - № 4.- С. 40-43.
  2. Сидоров,  В.П. Особенности процесса автоматической аргонодуговой сварки сталей с алюминиевым покрытием / В.П. Сидоров, А.И. Ковтунов, М.Н. Бородин, Т.В. Чермашенцева // Сварочное производство. - 2007. - № 7.  - С. 26-28.
  3. Сидоров,  В.П. Технология сварки тонких стальных листов, покрытых алюминием / В.П. Сидоров, А.И. Ковтунов, Т.В. Чермашенцева, В.В. Гладуняк // Сварка и диагностика. - 2008. - № 1. - С. 19-22.
  4. Ковтунов, А.И. Применение медной присадочной проволоки при сварке стали с алюмокремниевым покрытием/ А.И. Ковтунов,  Т.В. Чермашенцева, П.Н. Селянин, Ю.Ю.Хохлов // Сварочное производство. - 2010. - № 8.  - С. 37-38.
  5. Ковтунов, А.И. Исследование процессов аргонодуговой сварки никель-хромовой проволокой стали с двухсторонним алюмокремниевым покрытием/ А.И. Ковтунов, В.П.Сидоров, Т.В. Чермашенцева, П.Н. Селянин, Ю.Ю.Хохлов // Сварка и диагностика. - 2010. - № 4.  - С. 19-21.
  6. Сидоров, В.П. Исследования процессов рафинирования при сварке сталей с алюминиевым покрытием/ В.П. Сидоров, А.И. Ковтунов, М.Н. Бородин, Т.В. Чермашенцева // Сборка в машиностроении, приборостроении. -  2007. - № 3. - С. 41-42.
  7. Sidorov, V.P. Special features of the process of automatic argon-arc welding of steels with an aluminium coating / V.P. Sidorov, A.I. Kovtunov, T.V. Chermashenceva, M.N. Borodin // Welding International. - 2008. - № 5. - 335-338 p.
  8. Ковтунов, А.И. Особенности формирования зоны термического влияния при аргонодуговой сварке тонколистовой стали, покрытой алюминием / А.И. Ковтунов, Д.А. Семистенов, А.М. Филатов, Т.В. Чермашенцева // Сборка в машиностроении, приборостроении. -  2009. - № 10. - С. 35-40.
  9. Ковтунов, А.И. Влияние алюминиевых покрытий на свойства сварных соединений при аргонодуговой сварке сталей / А.И. Ковтунов, Т.В. Чермашенцева, Д.А. Семистенов // Сборка в машиностроении, приборостроении.  2009. - № 5. - С. 38-43.
  10. Ковтунов, А.И. Особенности сварки сталей, покрытых алюминием, в активных газовых средах / А.И. Ковтунов, Т.В. Чермашенцева // Сварочное производство. - 2009. - № 7.  - С. 3-6.
  11. Ковтунов, А.И. Особенности процессов рафинирования при сварке алюминированной стали с окислительным поддувом / А.И. Ковтунов, В.П. Сидоров, Т.В. Чермашенцева // Сварочное производство. - 2009. - № 12.  - С. 9-12.
  12. Ковтунов,  А. И. Технология ремонта пресс-форм для литья под давлением алюминиевых сплавов / А. И. Ковтунов, В. П. Сидоров, А. С. Климов, В. А. Лабзин, Т. В. Чермашенцева // Проблемы машиностроения и автоматизации. – 2006. – № 3. – С. 92-94.
  13. Сидоров, В.П. О возможности использования наплавок системы железо-алюминий в качестве износостойких покрытий / В.П. Сидоров, А.И. Ковтунов, М.Н. Бородин, Т.В. Чермашенцева // Тяжелое машиностроение. - 2007. - № 12. - С. 12-13.
  14. Сидоров, В.П. Исследование процессов наплавки сплавами на основе алюминия / В.П. Сидоров, А.И. Ковтунов, М.Н. Бородин, Т.В. Чермашенцева // Сварочное производство. - 2009. - № 1. - С. 15-18.
  15. Ковтунов, А.И. Технология формирования износостойких покрытий / А.И. Ковтунов, Т.В. Чермашенцева, Д.А. Семистенов // Упрочняющие технологии и покрытия. – 2009. – №7. – С. 12-14.
  16. Ковтунов, А.И. Особенности формирования износостойких покрытий при наплавке сплавов системы алюминий-магний на сталь / А.И. Ковтунов, Д.А. Семистенов, Т.В. Чермашенцева // Сварочное производство. - 2010. - № 1.  - С. 38-41.
  17. Ковтунов, А.И. Исследование жидкофазных процессов формирования слоистых композиционных материалов системы железо-алюминий/ А.И. Ковтунов, С.В. Мямин // Цветные металлы. - 2010. - № 7.  - С. 65-66.
  18. Ковтунов, А.И. Исследование влияния меди на свойства покрытий системы железо-алюминий/ А.И.Ковтунов, Т.В.Чермашенцева, Р.А.Цымбал // Тяжелое машиностроение. - 2010. - № 8.  - С. 31-33.
  19. Ковтунов, А.И. Исследование влияния кремния на свойства слоистых композиционных материалов  сталь-алюминий/ А.И.Ковтунов, С.В.Мямин // Технология металлов. - 2010. - № 12.  - С. 35-39.
  20. Ковтунов А.И. Исследование процессов аргонодуговой сварки сталей, покрытых алюминием, с медной присадочной проволокой/ А.И. Ковтунов, Т.В. Чермашенцева, В.В.Гладуняк // Сборка в машиностроении, приборостроении. - 2011. -№1. - С.39-43.
  21. Патент № 2279342  РФ, МПК B23 K 35/362.  Флюс для сварки сталей, покрытых алюминием / В.П. Сидоров, А.И. Ковтунов, В.А. Лабзин, Т.В. Чермашенцева. - № 2004130790; Заяв. 20.10.2004; Опубл. 10.07.2006.
  22. Патент № 2327551 РФ, МПК B23 K 9/04. Способ электродуговой наплавки износостойких покрытий / А.И. Ковтунов, В.П. Сидоров, М.Н. Бородин, Т.В. Чермашенцева. - №  2006128714; Заяв. 07.08.2006; Опубл. 27.06.2008.
  23. Патент № 2352443 РФ,  МПК B23 K 35/362.  Флюс для сварки сталей, покрытых алюминием / А.И. Ковтунов, В.П. Сидоров, М.Н. Бородин, Т.В. Чермашенцева; -  № 2007118328; Заявл. 16.05.2007; Опубл. 20.04.2009.
  24. Патент № 2355530 РФ, МПК B23K9/04. Способ электродуговой наплавки / В.П.Сидоров, А.И. Ковтунов, М.Н.Бородин, Т.В.Чермашенцева. - № 2007122880, Заявл. 18.06.2007, Опубл. 20.05.2009
  25. Патент № 2355542 РФ, МПК B23 K 35/362. Флюс для сварки сталей с алюминиевым покрытием / А.И. Ковтунов, В.П.Сидоров, Т.В.Чермашенцева, М.Н.Бородин. - № 2007117083/02,  Заявл. 07.05.2007, Опубл. 20.05.2009
  26. Патент № 2379163  РФ, МПК B23 K 9/035.  Подкладка для формирования сварного шва / Т.В. Чермашенцева, А.И. Ковтунов, В.А. Д.А. Семистенов. - № 2008128235; Заяв. 09.07.2008; Опубл. 20.01.2010.
  27. Патент № 2277035  РФ, МПК B23 K 35/362.  Способ сварки плавлением / А.И. Ковтунов, А.С. Климов, В.А. Лабзин. - № 2004129678; Заяв. 12.10.2004; Опубл. 27.05.2006.
  28. Патент  №2414336 РФ, МПК B23K9/04. Способ формирования износостойких, жаростойких покрытий /А.И. Ковтунов, Т.В. Чермашенцева, С.В. Мямин. - № 2009134932; Заяв. 17.09.2009; Опубл. 20.03.2011.

Подписано в печать 15.06.2011. Формат 6084/16.

Печать оперативная. Усл. п. л. 1,1. Уч.-изд. л. 1,65.

Тираж 120 экз. Заказ № 3-156-09.

Тольяттинский государственный университет

445667, г. Тольятти, ул. Белорусская, 14






© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.