Разработка технологии сварки алюминиевых бронз и медно. Разработка технологии сварки алюминиевых бронз и медноникелевых сплавов с коррозионностойкой азотсодержащей сталью для создания перспективных изделий морской техники Введение
 Скачать 448.49 Kb.
|
1 2 |
| Свойства | Си | а-Бе |
| Тип структуры | Гранецентрированная кубическая | Объемноцентрированная кубическая |
| Удельный вес, г/см3 | 8,93 | 7,87 |
| Температура плавления, ос | 1083 | 1539 |
| Температура кипения, ос | 2600 | 2740 |
| Удельное электросопротивление при 18 ос, мкОм*см | 1,67 | 9,71 |
| Коэффициент линейного расширения а*10-6 град-1 (от 0 до 110 ос) | 17,0 | 11,5 |
| Удельная теплоемкость при 20 ос в кал/г* ос | 0,092 | 0,11 |
| Теплопроводность при 0 ос в Вт/см* ос | 3,93 | 0,94 |
| Электрохимический потенциал, В | +0,52 | -0,44 |
В соответствии с [38] при комнатной температуре в равновесном состоянии сплавы меди с железом представляют собой твердый раствор меди в железе, е-твердый раствор железа в меди и смесь твердых растворов (а+ е).
Следует отметить, что хотя теоретически растворимость меди в железе при температуре ниже 650°С очень небольшая, в действительности при комнатной температуре в твердом растворе с железом могут находиться значительные количества меди. Максимальная растворимость меди в Y-жeлeзe составляет: 8,3% при 1478 °С; 7,5-8,5% при 1094°С. Растворимость меди в а -железе составляет -0,9% при 800°С; 0,5% при 750°С и 0,3% при 700°С [28].
В [28, 39] указано, что выделение железа из твердого раствора на основе меди в практических условиях не обнаруживается даже при содержании его в меди до 2%, и объясняется это медленным распадом и дисперсностью выделений.
Как указано в [28], даже при наличии в металле наплавки до 2-2,5% железа включения структурно-свободного железа не наблюдаются. Это объясняется тем, что в условиях сварки процесс кристаллизации протекает настолько быстро, что растворившееся в жидкой меди железо может не успеть выделиться из твердого раствора с медью и останется в виде пересыщенного твердого раствора в меди.
На растворимость меди в железе и железа в меди оказывают влияние находящиеся в них легирующие элементы и примеси [40, 42].
Углерод не растворяется в меди. Примесь углерода, находящаяся в стали, несколько уменьшает растворимость меди в твердом железе и создает ограниченную растворимость в жидком состоянии [38, 40, 58].
Марганец, образующий с медью непрерывный ряд твердых растворов, увеличивает растворимость меди в железе [28, 38, 40, 56, 58]. Образуя с железом твердый раствор замещения, марганец расширяет область у твердого раствора. Растворимость же меди в у-твердом растворе выше, чем в твердом растворе. Кроме того, медь с марганцем имеют значительную взаимную растворимость, что способствует внутрикристаллитной диффузии [28, 38, 40, 58].
Кремний хорошо растворяется в меди [40, 56, 58]. Максимальная растворимость кремния в меди составляет 6,7% при температуре 726°С. С понижением температуры растворимость кремния в меди падает, составляя при комнатной температуре 34%. Железо в медно-кремниевых сплавах растворяется ограниченно [42]. Кремний является раскислителем ввиду высокого сродства к кислороду.
В алюминиевых бронзах по данным [43] растворимость железа составляет порядка 2-3%.
Поры в меди и ее сплавах при наплавке на сталь могут образоваться в результате взаимодействия жидкого наплавляемого металла с газами. Газы, особенно водород, обладают большой растворимостью в жидкой меди [14, 44]. Растворившийся в жидкой меди водород взаимодействует с кислородом меди: Н2+Си20=2Си+Н20 .
Аналогично взаимодействует с кислородом меди и окись углерода: С0+ Си20= =2Си0+С02.
Водяные пары и углекислый газ не растворяются в меди, а стремятся выделиться из нее, образуя в ней поры, а иногда и трещины [21, 23, 28].
Водород может образовать в меди поры, не вступая в реакцию с кислородом.
В процессе наплавки образуются растворы закиси меди Си20 в металле наплавки. Твердая медь почти не растворяется в закиси меди, выделяется в виде самостоятельной фазы в составе эвтектики Си-Си20. Образующаяся эвтектика обволакивает кристаллы меди, вызывая хрупкость и трещины в наплавленном металле [21, 23, 28].
Приведенные характеристики рассматриваемых элементов и материалов могут оказывать влияние на процесс формирования металла шва и их необходимо учитывать при разработке технологических процессов сварки для обеспечения получения качественных сварных соединений медных сплавов со сталями.
По данным [45, 46], стойкость металла наплавки против образования трещин снижается и при высоком содержании железа в металле наплавки. Поэтому способ и режим наплавки должны обеспечивать отсутствие попадания в металл наплавки кислорода, водорода и других газов, а также минимальный переход железа из основного металла в металл наплавки.
В соответствии с [45, 46], содержание железа и то, в каком состоянии оно находится в металле наплавки, определяются способами и режимом наплавки. В случае применения способов наплавки, при которых основной металл расплавляется, происходит перемешивание расплавленной стали с жидкой медью, а также протекают физико-химические процессы на межфазной границе, вследствие чего в металл наплавки переходит большое количество железа (от 4 до 60%), и оно будет находиться в структурно-свободном состоянии в виде отдельной фазы. Такой наплавленный металл обладает низкими эксплуатационными свойствами.
Одна из особенностей технологии сварки медных сплавов со сталью обусловлена существенным различием в теплопроводности соединяемых металлов. В связи с тем, что теплопроводность меди значительно больше теплопроводности стали, авторы работ [47, 48, 55, 71, 72] предлагают несколько смещать электрод при сварке в сторону меди. Для обеспечения хорошего формирования швов в работах [47, 48] предложено производить разделку кромок только со стороны медного сплава.
В работах [29, 54,55, 65, 75] указывается на целесообразность предварительного подогрева соединяемых металлов при электродуговой сварке покрытыми электродами и аргонодуговой сварке. В то же время работами других исследователей было установлено, что при применении этих же способов сварки обеспечивается получение качественных сварных соединений и без предварительного подогрева соединяемых металлов. В работе [29] предлагают после сварки производить термическую обработку сварного соединения.
Сварку меди и медных сплавов со сталями выполняли в нижнем положении [14, 16-37, 44-55, 57, 59, 62-81, 86-89]. В работе [31] отмечено, что ручную дуговую сварку можно выполнять при наклоне изделия до 40-45°. Сведения о сварке медных сплавов со сталями в других пространственных положениях отсутствуют.
В работах [37, 71, 72] рассмотрен вариант сварки меди со сталями перлитного класса с использованием промежуточной вставки из медно-никелевого сплава. При этом рекомендуется процесс сварки вести со смещением электрода на медную деталь. Промежуточная вставка имела ширину 0,4-0,5 от толщины медной детали, а электрод смещают от торца в медную деталь на величину 0,3-0,4 мм ее толщины.
В работе [50] отмечено, что сварку под флюсом меди со сталью надо вести с минимальным расплавлением стали в связи с отрицательным влиянием железа в медном металле шва на его электро-, теплопроводность и коррозионную стойкость. Для этого рекомендуется разделку кромок выполнять только на медной детали (при притуплении, равном половине толщины детали), а процесс сварки вести со смещением дуги на медную деталь.
В работах [21, 23] отмечено, что металл шва сварного соединения меди МЗ со сталью Ст4с, выполненного с применением электродов «Комсомолец», содержит большое количество включений фазы, обогащенной железом. Включения располагаются в шве в виде мелких и крупных округлых выделений, а также достаточно круглых и мелких дендритов. Между швом и сталью существует резкая граница, а между швом и медью такая граница отсутствует.
При сварке меди М1 со сталью Х18Н10Т без присадки аргонодуговым способом, как указывают авторы [64], структура шва состоит из твердого раствора меди с включениями железа, достаточно равномерно распределенными по сечению шва. Однако по мере приближения к стали однородность частиц нарушается и наряду с мелкими наблюдаются крупные включения. Авторы [81] указывают, что в переходной зоне имеется промежуточная прослойка эвтектического строения, состоящая из меди, сильно обогащенной железом.
В работе [94] указывается, что при сварке электродами марки «Комсомолец» стали СтЗ с медью М0 сварной шов состоит из равномерно распределенных включений a-фазы, являющейся твердым раствором меди в железе, в поле твердого раствора железа в меди. Такое заключение, как утверждает автор [94], делается на основании анализа диаграммы состояния Fe-Cu. Граница сплавления сталь-шов выявляется очень четко. Между сталью и швом образуется [94] полоска твердого раствора меди в стали шириной 10-30 мкм и микротвердостью 580-620 кг/мм2.
В работах [14, 20, 45, 63] исследовано влияние различного количества железа на структуру металла сварного шва.
В работе [45] рассмотрена структура сварного шва сплава меди марки МБ со сталью НЖ при различном содержании железа от 0,2 до 52,1%. В швах, содержащих 0,2-1% Fe, не происходит значительного изменения размеров зерна по сравнению с чистой медью. При -5% Fe структура металла шва двухфазная и представляет собой сильно измельченные зерна сплава на основе меди, между которыми располагаются частицы сплава на железной основе. Шов с 30-40% Fe состоит из дендритов сплава на основе железа, между осями которых располагается сплав на медной основе. При наличии в шве более 43% Fe по данным [63] металл шва характеризуется весьма выраженной дисперсной структурой.
В работах [19-22] отмечается, что при сварке меди со сталью Ст4 при испытании на растяжение разрушение происходит всегда по меди, причем в 22 образцах из 54 вдали от шва, в 25 образцах по зоне термического влияния и на 7 образцах - по границам сплавления шов-медь. В соединениях стали Ст4 со сплавом МНЖ5-1 [1922] при испытании на растяжение разрушение чаще всего происходит по основному металлу (сплаву МНЖ5-1) вдали от шва, в отдельных случаях по ЗТВ медно-никелевого сплава.
В соединениях меди МЗ со сталью Х18Н10Т [64] разрушение образцов происходит по меди на расстоянии 5-15 мм от шва.
Анализ литературных источников показал, что особенности сварки медных сплавов с азотсодержащей сталью 04Х20Н6Г11М2АФБ не отражены в отечественной и зарубежной литературе. Также практически не исследовались магнитные свойства наплавленного металла, металла шва и сварных соединений этих материалов.
До сих пор вопрос увеличения ресурса арматуры забортной воды из бронзы БрА9Ж4Н4Мц1 до конца не является решенным. Одним из вариантов решения этой проблемы в мировой практике является наплавка уплотнительных полей узлов затворов арматуры более коррозионно-стойкими материалами, чем бронза. Медноникелевые сплавы с высоким содержанием никеля обладают комплексом высоких коррозионных и механических свойств, хорошей свариваемостью, что может обеспечить увеличение срока службы арматуры.
Исследования возможности непосредственной сварки медно-никелевого сплава и алюминиевых бронз с азотсодержащей сталью аустенитного класса 04Х20Н6Г11М2АФБ были наплавлены на сталь ручным аргонодуговым способом сварочные проволоки МНЖКТ 5-1-0,2-0,2, БрАМц9-2 и БрАЖНМц8,5-4-5-1,5 на разных режимах и с разным проплавлением стали.
Установлено, что с увеличением проплавления стали наблюдается увеличение разбрызгивания, визуальное увеличение концентрации сварочного аэрозоля белого цвета над сварочной ванной, образование значительной пористости в наплавленном металле (последнее – при наплавке медно-никелевого сплава). При наплавке с минимальным расплавлением стали указанных явлений не наблюдалось. Был сделан вывод о том, что это связано с выделением азота из стали вследствие ее проплавления. Выявлено наличие нитридов алюминия и нитридов титана в наплавленном металле, что обусловлено азотом, выходящим из стали в результате ее расплавления и активно взаимодействующим с алюминием и титаном в наплавленном металле.
Вместе с тем установлено, что основным фактором, препятствующим получению качественных сварных соединений медных сплавов со сталью 04Х20Н6Г11М2АФБ, является образование трещин в стали, частично заполненных медным сплавом, вне зависимости от режимов, степени проплавления и техники наплавки (рисунок 1).
Рисунок 1 – Трещины в стали под металлом, наплавленным проволоками марок МНЖКТ 5-1- 0,2-0,2 (а), БрАМц9-2 (б) и БрАЖНМц8,5-4-5-1,5 (в) на сталь 04Х20Н6Г11М2АФБ (стрелкой указаны скопления выделений нитридов алюминия AlN в наплавленном металле вдоль границы сплавления со сталью).Предложен механизм образования этих трещин в стали 04Х20Н6Г11М2АФБ. В результате контакта жидкого медного сплава со сталью происходит ее смачивание им и адсорбционное понижение прочности при одновременно действующих сварочных напряжениях (эффект Ребиндера). Склонность сталей аустенитного класса к образованию межкристаллитных трещин в околошовной зоне, наличие более легкоплавкого медного сплава в зоне сплавления, адсорбционное понижение прочности этой стали приводят к ее растрескиванию по границам зерен и частичному заполнению трещин медным сплавом. Поэтому сварку стали 04Х20Н6Г11М2АФБ с медными сплавами МНЖ 5-1, БрАМц9-2 и БрАЖНМц9-4-4-1 необходимо производить с применением подслоя. При этом следует учесть, что подслой должен обеспечивать не только отсутствие недопустимых дефектов, требуемые механические свойства, но и, при необходимости, получение сварных соединений со специальными требованиями по магнитной проницаемости µ<1.01
На основании литературного обзора выбраны известные сплавы и сварочные проволоки для проверки возможности их применения для наплавки подслоя: сплавы с высоким содержанием никеля – Св-МН18, Св-МНЖМцТК40-1-1-0,3-0,1, чистый никель НП1, монель-металл НМЖМц28-2,5-1,5, медно-марганцевый сплав типа «Аврора», бронза БрКМц3-1, аустенитно-ферритные проволоки с различным содержанием ферритной фазы. Установлено, что при наплавке медно-никелевых проволок, сплава типа «Авроры», БрКМц3-1, монель-металла в стали образуются трещины от воздействия меди. Было отмечено, что с увеличением содержания никеля количество и размеры трещин уменьшаются. Эксперименты показали, что с увеличением содержания никеля в медно-никелевых проволоках увеличивается склонность к разбрызгиванию и порообразованию наплавленного металла (рисунок 2 а, б). Порообразование объяснено расплавлением стали, выделением из нее азота и воздействием его на наплавленный металл.
Рисунок 2 – Поры и свищи в металле, наплавленном чистым никелем НП1(а), НМЖМц28-2,5-1,5 (б) и ХН78Т (в) на сталь 04Х20Н6Г11М2АФБ Применяемые аустенитно-ферритные подслои, как известно и проверено в работе, приводят к увеличению магнитной проницаемости μ заметно больше, чем 1,01. Исследования показали, что наплавка НП1 и монель-металла на сталь 04Х20Н6Г11М2АФБ также приводит к получению соединений с магнитной проницаемостью соединения заметно большей, чем 1,01.
Следовательно, медные сплавы, монель-металл, чистый никель, аустенитноферритные подслои не подходят для наплавки промежуточного подслоя. По этой причине необходимо было разработать композицию маломагнитного металла подслоя и выбрать сварочные материалы для его наплавки и последующей сварки с основным металлом.
Основными химическими элементами в композиции присадочного материала, которые могут обеспечить указанные требования, были предложены никель и хром. Никель, как известно, эффективно снижает поверхностно-активное воздействие меди на сталь. Однако в настоящей работе показано, что никель в чистом виде (НП1) при наплавке на сталь не обеспечивает качество наплавленного металла из-за пористости от азота и требуемую магнитную проницаемость соединения. По этой причине для обеспечения требуемой магнитной проницаемости и увеличения растворимости азота необходимо включить в композицию хром. Экспериментальная наплавка сварочной проволоки на основе никеля со значительным содержанием хрома марки ХН78Т на сталь показала, что полученные значения магнитной проницаемости соединения заметно меньше 1,01. При этом была обнаружена значительная пористость по сечению наплавленного металла, не выходящая на поверхность (рисунок 2 в), поэтому увеличение растворимости за счет только добавления хрома неэффективно. Следовало понизить активность азота в наплавленном металле за счет добавления других нитридообразующих элементов.
Для оценки стойкости против порообразования различных составов наплавленного металла и выбора вариантов присадочной проволоки были произведены экспериментальные аргонодуговые наплавки никелевых сплавов на сталь, в том числе с добавлением в сварочную ванну титана, ниобия, меди, никеля. По результатам экспериментальных наплавок была построена диаграмма, позволяющая разделить области композиций наплавленного металла, стойкие против пор и склонные к значительной пористости (рисунок 3).
Рисунок 3 – Влияние Niэкв.н.м. и Crэкв.н.м. различных составов наплавленного на сталь 04Х20Н6Г11М2АФБ металла на его пористость. Предложены эмпирические коэффициенты Niэкв.н.м.= %Ni+10*%C+3*%Si+%Cu и Crэкв.н.м. =%Cr+2,5*%Ti+1,5*%Nb+0,7*%Mn+0,3*%Mo, представляющие собой сумму элементов-эквивалентов, повышающих (Niэкв.н.м..) и понижающих (Crэкв.н.м.) химическую активность азота в наплавленном металле. Множители при элементах-эквивалентах рассчитаны как отношение значений активностей самих элементов к значениям соответственно активности никеля и активности хрома с учетом литературных данных для никелевых сплавов и γ -Fe. Как показали исследования, наилучшие результаты по уменьшению порообразования наплавленного металла в целом показали присадочные проволоки на основе никеля с содержанием в них углерода до 0,03%, хрома 18-22%, легированные ниобием, молибденом и титаном. С точки зрения стойкости против порообразования при наплавке на сталь особенно эффективны добавки титана и ниобия. По экспериментальным точкам были получены следующие соотношения для наплавленного металла в части пористости от выделения азота при расплавлении стали: Niэкв.н.м./Crэкв.н.м. ≤ 1,2 – отсутствие пористости; Niэкв.н.м./Crэкв.н.м. ≥ 1,8 – значительная пористость.
В результате были взяты для дальнейших исследований общие композиции NiCr-Mn-Mo-Nb и Ni-Cr-Mn-Nb, которым соответствовали следующие сварочные материалы: Св-02Х22Н64М9Б3, Св-02Х20Н72Г3Б3, прутки LNT NiCro 60/20. При наплавке этих прутков и проволок в аргоне на сталь были обеспечены отсутствие недопустимых дефектов (рисунок 4) и магнитная проницаемость 1,001-1,002.
Рисунок 4 – Соединение, полученное наплавкой LNT NiCro 60/20 на сталь 04Х20Н6Г11М2АФБ Опытная сварка алюминиевой бронзы БрАМц9-2 со сталью 04Х20Н6Г11М2АФБ сварочным материалом LNT NiCro 60/20 показала, что напрямую их сварку производить нельзя, что связано с образованием трещин в стали, вызванным переходом меди в шов из бронзы в результате проплавления, и в металле шва и зоне сплавления его с бронзой, вызванного образованием в них интерметаллидной фазы (Ni, Al).
Было рассмотрено 2 варианта наплавки подслоя: на сталь и на бронзу.
В случае получения сварного соединения вида [сталь]-[подслой]-[шов]- [алюминиевая бронза], на сталь наплавляется проволока Св-02Х20Н72Г3Б3 (без молибдена, так как он практически не растворим в медных сплавах и может привести к образованию новых фаз, негативно влияющих на качество и свойства соединения), обеспечивая отсутствие непосредственного контакта жидкого медного сплава со сталью, поверх – сварочная проволока марки МНЖКТ5-1-0,2-0,2 с целью понижения содержания никеля во избежание образования интерметаллидных фаз (Ni, Al). Последующая сварка производится также сварочной проволокой марки МНЖКТ5-1-0,2-0,2.
По литературным данным известно, что наличие железа в медных сплавах заметно увеличивает их магнитную проницаемость. По этой причине необходимо было установить зависимость магнитной проницаемости μ наплавленного медного сплава [Cu основа –(5-6,5%)Ni] при различном содержании в нем железа (рисунок 5). В случае однопроходной ручной аргонодуговой наплавки, если фаза на основе железа представляет собой α -Fe, то при [%Fe] ≤ 3,7% µ=1,001-1,003, а при [%Fe]≥ 4% µ([%Fe]) ≈ 0,007*[%Fe] + 1. При многопроходной наплавке или многочисленных последующих нагревах магнитная проницаемость возрастает.
Рисунок 5 – Зависимость магнитной проницаемости наплавленного медного сплава [Cu основа –(5- 6,5%)Ni] от содержания в нем железа В работе впервые показано, что магнитная проницаемость медного сплава зависит не только от содержания железа. При наличии в наплавленном медном сплаве помимо железа значительного количества элементов-аустенитизаторов фаза на основе железа может кристаллизоваться в виде γ-Fe фазы (рисунок 6).
Рисунок 6 – Вид фазы на основе железа (а) в металле, наплавленном проволокой МНЖКТ5-1-0,2-0,2 на никелевую подложку, и результаты отображения фазового EBSD-анализа (б)В этом случае магнитная проницаемость наплавленного медного сплава и всего соединения в целом может быть менее 1,01 даже при значительном содержании в нем железа. Полученные результаты исследований обосновывают применение для сварки (наплавки) присадочной проволоки МНЖКТ5-1-0,2-0,2.
Также было установлено, что наплавка проволоки марки МНЖКТ5-1- 0,2-0,2 может привести к образованию трещин и межкристаллитных проникновений медного сплава в никелевом сплаве. В работе показано, что это вызвано влиянием меди в наплавленном металле на железо в металле подложки на основе никеля, перешедшее из стали, аналогичным воздействию меди на сталь при сварочных процессах. Разработана количественная оценка стойкости против образования трещин и межкристаллитных проникновений медного сплава в никелевый сплав при постоянстве режимов, состояния поставки материала, техники сварки, толщины материала, жесткости конструкции на основе диаграммы влияния соотношений никеля и меди в медном сплаве Cuэкв.=[Cu]/([Ni]+[Cu]) и соотношения железа и никеля в никелевом сплаве Fe экв.= [Fe]/([Ni]+[Fe]) (рисунок 7).
Рисунок 7- Влияние Cu экв. и Fe экв. на образование трещин и межкристаллитных проникновений медного сплава в рассматриваемых наплавленных никелевых слоях после наплавки на них сварочной проволоки марки МНЖКТ5-1-0,2-0,2 (область 1 – отсутствие трещин и межкристаллитных проникновений, область 2 – наиболее вероятно образование межкристаллитных проникновений, область 3 – вероятно образование как трещин, так и межкристаллитных проникновений)
В рамках постоянства остальных параметров в данном эксперименте Cuэкв. и Feэкв., главным образом, влияют на образование трещин и проникновений и их отсутствие. Показано, что в наплавленном никелевом сплаве трещин и межкристаллитных проникновений при соотношении массовых долей [Fe]/([Ni]+[Fe])≤0,12 под наплавленным медным сплавом не образуется. Предложен критерий kтмп=[Fe]/([Ni]+[Fe])≤0,12, обеспечивающий отсутствие в наплавленном никелевом сплаве трещин и межкристаллитных проникновений в рамках условий проводимого эксперимента. Следует отметить, что если допустимое межкристаллитное проникновение образовалось глубиной на весь слой подслоя и само по себе не влияет на работоспособность конструкции в целом, оно может привести, как было установлено в одном из экспериментов, к образованию трещины в низлежащем слое от границы сплавления этих слоев подслоя в направлении стали. По этой причине необходимо наплавлять слои никелевого подслоя, обеспечивающие kтмп≤0,12.
Кроме того, в ряде экспериментов по наплавке МНЖКТ5-1-0,2-0,2 на подслой по сечению наплавленного медного сплава были обнаружены трещины. Такая склонность к трещинообразованию в наплавленном медном сплаве может быть объяснена переходом в него из подслоя значительного количества хрома и частично железа, которые могут заметно снижать стойкость против образования трещин при наплавке медного сплава из-за снижения пластических свойств материала. Хром в наплавленном металле приводит к расслоению однофазной области γ-твердого раствора на основе никеля на γ1 и γ2 (γ1 –твердый раствор на основе никеля и γ2- твердый раствор на основе меди) и область с выделением α- твердого раствора на основе хрома. Трещины образуются именно по телу γ2 и по ее границе с γ1.
Таким образом, проведенный анализ особенностей процесса наплавки и сварки, формирования состава, структуры и свойств сварного соединения [сталь]-[подслой]- [шов]-[алюминиевая бронза] показал, что вариант композиции подслоя на основе сварочных материалов – [02Х20Н72Г3Б3-МНЖКТ5-1-0,2-0,2] – может не обеспечить необходимое качество и свойства наплавленного металла. Была рассмотрена также другая схема: [медный сплав]- [подслой]-[шов]-[сталь]. Во избежание образования трещин из-за интерметаллидной фазы (Ni, Al) в никелевом материале, целесообразно первые слои на бронзу наплавить проволокой МНЖКТ5-1-0,2-0,2, обеспечивающей понижение содержания алюминия до необходимых значений. На подслой, наплавленный МНЖТ5-1-0,2-0,2, были наплавлены Св 02Х20Н72Г3Б3 и LNT NiCro 60/20. Оба варианта не дали качественного результата (рисунок 8).
Рисунок 8 – Трещины в металле, наплавленном сварочной проволокой Св-02Х20Н72Г3Б3 на металл композиции [Cu основа-Ni-Al] (а, б); трещина в зоне сплавления металла, наплавленного прутком LNT NiCro 60/20 на [Cu основа-Ni-Al] (в). В случае композиции без молибдена образование трещин объясняется, как было сказано выше, образованием фаз γ 1 и γ2 в системе медь-никель-хром-алюминий. Определено, что наиболее устойчивой против трещинообразования областью является однофазная область γ1. Образование твердых растворов на основе меди с хромом, никелем и алюминием будут заметно снижать стойкость против образования трещин. В случае наплавки композиции с молибденом трещины образовывались только по зоне сплавления с металлом, наплавленным проволокой МНЖКТ5-1-0,2-0,2, и вызваны образованием фазы на основе молибдена (фаза белого цвета на рисунке 8), который выделился, как было установлено в работе, из-за низкого содержания никеля в этой зоне. Было экспериментально определено, что предотвращение трещинообразования в зоне сплавления при содержании в такой композиции никелевого сплава до 10% молибдена обеспечивается увеличением содержания никеля в зоне сплавления до 30% , растворяющего молибден. Такой состав может обеспечить наплавка сварочной проволоки Св-МНЖМцТК40-1-1-0,3-0,1. В работе установлено, что для качественной наплавки Св-МНЖМцТК40-1-1-0,3-0,1 необходимо, чтобы в ее наплавленном металле содержалось не более 1,5% алюминия (рисунок 9). При большем его содержании в наплавленном металле обнаруживалась фаза Ni3Al, вызывающая образование в нем трещин.
Последующая наплавка проволок LNT NiCro 60/20 и Св-02Х22Н64М9Б3 на высоконикелевый медный сплав к дефектам не привела. Эксперименты показали, что содержание меди необходимо ограничить до 1,5% в корне шва для исключения образования в нем жидких межкристаллических прослоек и трещин в них, а также трещин в околошовной зоне стали. Также были опробованы варианты сварки композиций подслоев с молибденом и без молибдена с применением проволок Св-02Х20Н72Г3Б3, LNT NiCro 60/20 и Св-02Х22Н64М9Б3.
Рисунок 9 – Возможность трещинообразования в металле, наплавленном сварочной проволокой Св-МНЖМцТК40-1-1-0,3-0,1 на металл композиции [Cu основа-Ni-Al]. Молибден в присадочных проволоках LNT NiCro 60/20 и Св-02Х22Н64М9Б3, являясь модификатором, обеспечил отсутствие горячих трещин в металле шва в отличие от присадочных материалов без молибдена (Св-02Х20Н72Г3Б3), применение которых приводило к образованию продольных трещин в его корне. Это объясняется снижением стойкости металла шва против образования горячих трещин из-за перехода в него железа из стали и меди из подслоя.
Внешний вид и поперечное сечение сварного соединения композиции бронза БрАМц9-2-[Cu основа –(5-6,5%)Ni] – [Cu основа –(30-42%)Ni] -[Ni основа-(18-22%)Cr-Mn-Nb-Mo]-шов-сталь 04Х20Н6Г11М2АФБ, обеспечиваемой последовательной аргонодуговой наплавкой подслоя сварочными проволоками МНЖКТ5-1-0,2-0,2, СвМНЖМцТК40-1-1-0,3-0,1, LNT NiCro60/20 и сваркой подслоя со сталью прутками марки LNT NiCro 60/20(шов), представлены на рисунке 10. а б в
Рисунок 10 – Обратное формирование корня шва (а), внешний вид (б) и макрошлиф (в) сварного соединения по схеме [медный сплав]- [подслой]-[шов]-[сталь].Радиографический контроль и металлографический анализ не выявили недопустимых дефектов в виде трещин, заметной пористости, свищей, несплавлений. Магнитная проницаемость сварного соединения составила менее 1,01. Временное сопротивление соединений – 408-422 МПа.
Таким образом, разработанная технология аргонодуговой сварки обеспечила необходимые требования к соединению. Сварка маломагнитного узла трения выполняется в следующей последовательности:
- наплавка МНЖКТ5-1-0,2-0,2 на бронзу производится минимум в 2 слоя для понижения количества алюминия;
- далее производится наплавка Св-МНЖМцТК40-1-1-0,3-0,1 минимум в 2 слоя, обеспечивая в наплавленном металле не менее 30% никеля;
- после этого производится наплавка минимум в 4 слоя LNT NiCro 60/20 или Св-02Х22Н64М9Б3, понижающих содержание меди в подслое не более 1,5%;
- далее производится механическая обработка подслоя, установка втулки и сборка под сварку со сталью.
Сварка производится с применением присадочных материалов LNT NiCro 60/20 или Св-02Х22Н64М9Б3. Наплавка и сварка может производиться аргонодуговыми способами как плавящимся электродом на токе обратной полярности, так и неплавящимся электродом на переменном токе (в связи с возможностью образования пленки Al2O3, отрицательно влияющей на качество наплавленного металла).
Для изделий, к которым нет строгих требований по магнитной проницаемости, была исследована возможность применения более дешевых аустенитно-ферритных подслоев, наплавленных на сталь. Из опубликованного опыта наплавки медных сплавов на азотистую сталь НН-3Б рекомендуется для подслоя применение проволок Св08Х20Н9С2БТЮ (ЭП-156), 08Х19Н9Ф2С2 (ЭИ-606) и 07Х25Н12Г2Т (ЭП-75). Однако подслои ЭП-156 и ЭИ-606 имеют в своём составе высокое содержание кремния. Кремний в таких количествах может привести к образованию трещин при сварке со сплавом МНЖ 5-1. Подслой на основе ЭП-75, как отмечается, эффективен в случае принудительного охлаждении основного металла водой для получения необходимой доли и типа феррита.
Поэтому в настоящей работе был выбран альтернативный вариант подслоя на базе металла, наплавленного на сталь сварочной проволокой с высоким содержанием ферритной фазы марки ЭП-263Ш (08Х32Н8Ш). Показано, что слоев подслоя, необходимых для обеспечения отсутствия трещин от воздействия меди, должно быть не менее двух. Расчетным путем по диаграмме Шеффлера установлено, что при содержании ферритной фазы в подслое не менее 40-50% на кромке при сварке сплава марки МНЖ 5-1 со сталью 04Х20Н6Г11М2АФБ толщинами до 13 мм трещинообразования в металле подслоя и в стали, а также недопустимых межкристаллитных проникновений медного сплава в подслой и в сталь можно избежать. Сварка подслоя со сплавом МНЖ5-1 выполняется сварочной проволокой марки МНЖКТ5-1-0,2-0,2.
В работе показано, что при сварке подслоя, наплавленного проволокой ЭП-263Ш на сталь 04Х20Н6Г11М2АФБ, со сплавом МНЖ5-1 с применением сварочной проволоки МНЖКТ5-1-0,2-0,2 возможно образование трещин в крупных прослойках фазы на основе железа, кристаллизующейся в металле шва вследствие проплавления подслоя. Эти прослойки кристаллизуются с прожилками медного сплава, в которых и происходит образование трещин (рисунок 11, а). Поэтому рекомендуется перед сваркой на стальной подслой ручным аргонодуговым способом наплавить два слоя проволоки марки МНЖКТ5-1-0,2-0,2 с применением эффективного приема уменьшения проплавления основного металла, названных их разработчиком «наплавкой полунезависимой дугой» (рисунок 11, б-в).
Рисунок 11 – Трещины в прожилках медного сплава в прослойке фазы на основе железа в металле шва (а); вид сварного соединения медного сплава со сталью 04Х20Н6Г11М2АФБ с применением приемов уменьшения проплавления слоя, наплавленного ЭП-263Ш на сталь (б); зона сплавления [МНЖКТ5-1-0,2-0,2 - ЭП-263Ш] с применением приемов для уменьшения проплавления стальной подложки на основе ЭП-263Ш, отсутствие крупных выделений фазы на основе железа в наплавленном медном сплаве (в). Возможен альтернативный вариант уменьшения проплавления – использование способов сварки и наплавки с применением ленточных облицовок, на которые получены патенты на изобретение №2470752 «Способ дуговой сварки меди и медноникелевых сплавов со сталью» и №2470750 «Способ дуговой наплавки меди и медных сплавов на сталь».
Получены следующие механические свойства сварного соединения сплава МНЖ5-1 со сталью (на каждый вид испытывалось не менее трех образцов): σ в=280- 286 МПа, ударная вязкость (KCV): при надрезе по зоне сплавления подслой-шов – 71- 100 (84) Дж/см2 , при надрезе по центру шва – 158-201 (184) Дж/см2, при надрезе по металлу стального подслоя – 147-152 Дж/см2 .
Следует отметить, что азот, перейдя из стали в наплавленный медно-никелевый сплав, образует азотсодержащие соединения (Ti,N), в основном вблизи или прямо в самих выделениях фазы на основе железа, но на качество, временное сопротивление и ударную вязкость соединения это не оказало влияния заметным образом. Механические свойства соединения получены на уровне основного металла. Полученные результаты позволяют применять разработанную технологию для сварки конструкций из сплава МНЖ5-1 со сталью 04Х20Н6Г11М2АФБ без требований по магнитной проницаемости.
Известно, что медно-никелевые сплавы с содержанием никеля 40% и более обладают высокой коррозионной стойкостью в морской воде. По этой причине применение таких сварочных материалов для наплавки уплотнительного поля может быть решением проблемы повышения коррозионной стойкости уплотнительных полей узлов затворов судовой арматуры из бронзы БрА9Ж4Н4Мц1. Коррозионные испытания материала МНЖМцТК40-1-1-0,3-0,1 показали его стойкость против струевой коррозии (0,0182 г/м2 час), заметно более высокой, чем у бронзы БрА9Ж4Н4Мц1 (0,046 г/м2 час), отсутствие склонности к язвенной (питтинговой) коррозии в отличие от бронзы БрА9Ж4Н4Мц1, а также к избирательной коррозии.
На основании полученных коррозионных свойств сплава МНЖМцТК40-1-1-0,3- 0,1, можно утверждать, что его применение для наплавки уплотнительного поля арматуры позволяет повысить ее фактический ресурс не менее, чем в 2 раза. Учитывая исследованные в работе особенности наплавки медно-никелевых сплавов на алюминиевую бронзу БрАМц9-2, разработаны технологии аргонодуговой наплавки уплотнительных полей корпусов судовой арматуры из бронзы БрА9Ж4Н4Мц1 сварочной проволокой Св-МНЖМцТК40-1-1-0,3-0,1 ручным способом неплавящимся электродом на переменном токе, механизированным и автоматическим способами плавящимся электродом на постоянном токе обратной полярности. На бронзу производится наплавка проволоки МНЖКТ5-1-0,2-0,2 минимум в 2 слоя толщиной не менее 2,5 мм для понижения количества алюминия, чтобы не допустить образования фазы Ni3Al в рабочем слое. Далее производится наплавка рабочего слоя проволокой Св-МНЖМцТК40-1-1-0,3-0,1 в 2-3 слоя, обеспечивая необходимую коррозионную стойкость уплотнительного поля. Временное сопротивление наплавленных по данной технологии образцов составляет 356-406 МПа (среднее – 394 МПа), что удовлетворяет требованиям к рассматриваемому узлу арматуры.
По разработанной технологии наплавлена опытная партия корпусов арматуры (рисунок 12), которая прошла стендовые гидравлические испытания. Разработанные технологии освоены и внедрены на одном из ведущих заводов-изготовителей судовой арматуры в России – АО «Армалит».
Рисунок 12 - Уплотнительное поле судовой арматуры из бронзы БрА9Ж4Н4Мц1 после автоматической наплавки на него сварочной проволоки Св-МНЖМцТК 40-1-1-0,3-0,1: а – корпус арматуры установлен на вращатель и закреплен перед началом наплавки б – вид уплотнительного поля после окончания наплавки в – вид уплотнительного поля после окончательной механической обработки 1 2