автореферат диссертации по обработке конструкционных материалов в машиностроении, 05.03.06, диссертация на тему:Регулирование процессов структурообразования при наплавке с целью повышения сопротивляемости механическому изнашиванию

РОССИЙСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ УНИВЕРСИТЕТ НЕФТИ И ГАЗА имени И.М.ГУБКИНА

На правах рукописи

ЕЛАГИНА ОКСАНА ЮРЬЕВНА

РЕГУЛИРОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ ПРИ НАПЛАВКЕ С ЦЕЛЬЮ ПОВЫШЕНИЯ СОПРОТИВЛЯЕМОСТИ МЕХАНИЧЕСКОМУ ИЗНАШИВАНИЮ

Специальность:

05.03.06 - Технологии и машины сварочного производства 05.02.01. - Материаловедение (машиностроение).

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Научный консультант - доктор технических наук, профессор Ефименко Л. А.

МОСКВА-2004

Работа выполнена в Российском государственном университете нефти и газа имени И.М.Губкина

Научный консультант:

доктор технических наук, профессор Ефименко Л.А.

Официальные оппоненты:

доктор технических наук профессор Тарасенко Л.В. доктор технических наук профессор Чернышова Т.А. доктор технических наук профессор Ямпольский В.М.

Ведущее предприятие:

ГОСНИТИ

Защита состоится «22>> июня 2004 года в 15м часов на заседании диссертационного совета Д 212.200.10 Российского государственною университета нефти и газа имени И.М.Губкина по адресу:

119991, В-296, Москва, ГСП-1, Ленинский проспект, д.65, ауд. .

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке РГУ нефти и газа имени И.М.Губкина.

Автореферат разослан«_ »_

2004 года.

Ученый секретарь диссертационного совета,

доктор технических наук, профессор

Л.А. Ефименко

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы.

Одним из признанных средств повышения - срока службы деталей машин является наплавка, применение которой особенно эффективно для увеличения износостойкости поверхностей, работающих в условиях контакта с абразивом. Для восстановления деталей, работающих в условиях интенсивного изнашивания, разработана и используется большая группа наплавочных материалов. По действующим в настоящее время ГОСТам в нее входят 30 типов электродов для ручной дуговой наплавки (ГОСТ 10051-75), 23 марки проволок для механизированной наплавки (ГОСТ 10543-82) и 4 типа порошков для порошковой наплавки и напыления (ГОСТ 21448-75). Как правило, износостойкие наплавочные материалы представляют .собой высокоуглеродистые, высоколегированные, дорогостоящие сплавы и вопрос их рационального использования и обеспечения максимальной износостойкости имеет большое значение.

ГОСТы и техническая документация на наплавочные материалы регламентируют свойства наплавленного металла, химический состав которого максимально приближен к присадочному материалу. Подобное сохранение исходных характеристик при реализации конкретных-случаев наплавки практически не достигается, так как требует нанесения на поверхность не менее трех слоев. Анализ деталей нефтегазового оборудования, восстанавливаемых методами электродуговой наплавки, показывает, что характерные величины износа этих деталей, определяют применение однослойной или реже двухслойной наплавки. Создание слоев с малым количеством проходов приводит к значительному разбавлению присадочного материала и, как следствие этого, изменению его химического состава, структурно-фазового состояния и износостойкости. При изготовлении таких слоев особую роль наряду с выбором наплавочного материала приобретают параметры самого наплавочного процесса.

Наплавочный процесс оказывает решающее воздействие на ход структурно-фазовых превращений в наплавленном металле. Высокая температура нагрева и большой диапазон скоростей охлаждения при наплавке приводит к формированию различных структурно-фазовых состояний в поверхностном слое, выполненном одним и тем же наплавочным материалом. Экспериментальные исследования, проводимые для выбора оптимальных технологических параметров наплавки в каждом конкретном случае восстановления, трудоемки и дорогостоящи. Большой перечень наплавочных материалов, используемых для износостойкой наплавки, делает их проведение еще более затруднительным. В связи с этим разработка расчетного метода регулирования структурно-фазового состояния наплавленного металла, за счет назначения обоснованных технологических режимов наплавки, является весьма актуальной задачей, способствующей достижению максимальной износостойкости наплавленного слоя.

Цель работы и задачи исследования.

Целью настоящей работы является теоретическое обоснование и разработка комплекса расчетно-технологических мероприятий, позволяющих обеспечить при наплавке требуемый уровень износостойкости наплавленного металла за счет регулирования его структурно-фазового состояния.

Для достижения указанной цели в работе можно выделить следующие основные задачи:

систематизация расчетных подходов к определению основных характеристик наплавочного процесса, влияющих на структурообразование наплавленного металла, и разработка на их основе методики расчета долевого участия основного и присадочного материалов и температурно-временных условий охлаждения при наплавке в широком диапазоне режимов;

- разработка расчетной методики определения состава и количества карбидной фазы в зависимости от химического состава сложнолегированного наплавленного металла и определение требований к рациональному

легированию наплавленного слоя для формирования заданного соотношения специальных карбидов;

- определение влияния содержания углерода и легирующих элементов в наплавленном металле на формирование различных фаз в матрице наплавленного слоя;

- определение влияния температурно-временных условий охлаждения при наплавке на последовательность выделения, состав и количество образующейся карбидной фазы;

- разработка методики расчета критических скоростей образования различных фаз в матрице высокоуглеродистых высоколегированных наплавленных слоев;

- разработка комплекса структурно-фазовых диаграмм наплавленного металла и определение требований к технологическим параметрам наплавки для создания износостойких поверхностей наплавочными материалами по ГОСТ 10051-75, 10543-82 и 21448-75.

Научная новизна.

1. Предложен расчетный подход и разработан комплекс номограмм для определения параметров наплавки от погонной мощности источника нагрева, влияющих на ход структурно-фазовых превращений в наплавленном слое. Определено, что решающее влияние на структурообразование наплавленного металла оказывает использование при наплавке погонной мощности до 20000 Вт с/см.

2. Разработаны расчетные зависимости для определения глубины проплавления основного металла и высоты наплавленного слоя при нагреве поверхности полубесконечного тела точечным источником теплоты. Показано, что влияние размеров детали на формирование наплавленного валика и определение химического состава наплавленного металла может не учитываться, если глубина проплавления при наплавке не превышает 1/3 толщины детали.

3. Установлены критерии для определения состава, типа и количества выделяющихся карбидов в сложнолегированном литом наплавленном металле, найденные по соотношениям карбидообразующего элемента к углероду для областей гомогенного существования карбидов разного типа. Показано, что в сплавах, химический состав которых характеризуется минимальным значением предложенного критерия, наряду с выделением требуемого типа карбида, ожидается сохранение части углерода в матрице сплава.

4. Разработана диаграмма структурно-фазового состояния матрицы высокоуглеродистого сложнолегированного наплавленного металла и установлены диапазоны химических составов, определяющие формирование мартенсита и аустенита в матрице с разной системой легирования, основанные на расчете изменения свободной энергии легированных твердых растворов железо-углерод.

5. Установлены диапазоны изменения химического потенциала углерода в карбидах разного типа и на их основе определены критические скорости образования специальных карбидов. Показано, что протяженность диапазона значений изменения химического потенциала углерода тесно связана с карбидообразующей способностью металла, чем шире диапазон изменения химического потенциала углерода, тем больше активность металла в образовании карбидов.

Практическая ценность работы.

На основе результатов исследований разработаны рекомендации по регулированию структурно-фазового строения наплавленного металла путем выбора технологических параметров наплавки с целью повешения сопротивления механическому изнашиванию. С использованием предложенных рекомендаций разработан комплекс диаграмм, отражающих изменение структурно-фазового строения наплавленного металла в зависимости от скорости охлаждения и долевого участия основного металла,

для 30 типов электродов, 23 марок наплавочных проволок и 4 марок порошков по ГОСТ 10051-75, 10543-82 и 21448-75.

Для наплавочных материалов, применяемых в условиях абразивного изнашивания, разработаны диаграммы, показывающие последовательное вырождение карбидной фазы в зависимости от долевого участия присадочного материала и содержания углерода в основном металле.

На основе полученных диаграмм определены диапазоны значений технологических параметров наплавки, обеспечивающие формирование наплавленного слоя с заданной износостойкостью.

Разработанные рекомендации приняты к внедрению на ООО «Зеленоградский электродный завод», ESAB International AB, ООО«Сычевский электродный завод».

Апробация работы.

Основные положения работы докладывались: на Всесоюзной конференции «Проблемы развития нефтегазового комплекса страны» (Красный Курган, 1991 г.); на Международной научно-технической конференции «Износостойкость машин» (Брянск, 1994 г.); на межвузовской научно-технической конференции «Актуальные проблемы состояния и развития нефтегазовой, промышленности России» (Москва, 1995 г.); на межвузовской научно-технической конференции «Актуальные проблемы состояния и развития нефтегазовой промышленности России» (Москва, 1999 г.); на межвузовской научно-технической конференции «Новые технологии в газовой промышленности» (Москва, 2001 г.); на научно-технических семинарах РГУ нефти и газа им. И.М.Губкина в 2003 и 2004 г.

Публикации.

По материалам диссертации опубликовано 22 работы.

Объем работы.

Диссертационная работа состоит из введения, шести глав, общих выводов, списка литературы, включающего 148 наименований, и

приложения. Общий объем составляет 351 страниц машинописного текста, включая 142 рисунков и 72 таблицы.

Содержание работы.

Во введении обоснована актуальность выбранной темы диссертационной работы, сформулирована ее цель и положения, выносимые на защиту.

В первой главе данной работы приведен анализ факторов, определяющих формирование износостойкого поверхностного слоя в условиях наплавочного процесса. Обзор наплавочных материалов, применяемых для восстановления деталей нефтегазового оборудования, работающих в контакте с абразивом, позволил выделить четыре группы сплавов, предназначенных для условий механического изнашивания. В указанные группы вошли 30 типов электродов для ручной дуговой наплавки по ГОСТ 10051-75, 23 марки электродных проволок по ГОСТ 10543-82 для механизированной наплавки и 4 марки порошков по ГОСТ 21448-75.

Различные условия изнашивания определяют значительное-разнообразие требований к химическому составу наплавочных материалов. Для условий абразивного изнашивания применяются наплавочные материалы с высоким содержанием углерода и значительным количеством сильных карбидообразующих элементов. Для ударно-абразивного изнашивания используются материалы, химический состав которых характеризуется более низким, чем в предыдущей группе содержанием углерода и наличием никеля или марганца. Они также содержат карбидообразующие элементы, преимущественно хром. Для работы при ударных нагрузках наибольшую износостойкость обеспечивают наплавочные материалы со значительным содержанием никеля или марганца, не содержащих активных карбидообразователей. В условиях трения металла по металлу более предпочтительны средне и высокоуглеродистые наплавочные материалы, легированные хромом для создания мартенситной структуры.

Большинство из рассмотренных наплавочных материалов относится к высокоуглеродистым высоколегированным и дорогостоящим сплавам, поэтому вопрос их рационального использования и достижения максимальной износостойкости весьма актуален. Правильный выбор наплавочных материалов для восстановления изношенных деталей, требует наличия критерия, определяющего достижение максимальной износостойкости поверхностного слоя. Многочисленные исследования, посвященные изучению взаимосвязи между показателями механических свойств и износостойкостью, проведенные Крагельским И.В., Тененбаумом М.М., Костецким Б.И., Хрущевым М.М., Бабичевым М.А., Виноградовым В.Н., Сорокиным Г.М., Лившицем Л.С. и др. оценивают стойкость материала в рассматриваемых условиях изнашивания как комплексную характеристику. Наиболее показательным качественным параметром, обеспечивающим получение требуемого комплекса свойств, является структурно-фазовый состав сплава. Анализ литературных данных позволил выявить оптимальное соотношение структурно-фазовых составляющих в наплавленном слое, обеспечивающих требуемый комплекс свойств и максимальную износостойкость в рассматриваемых видах изнашивания.

Получение требуемого структурно-фазового состояния в наплавленном слое в первую очередь определяется химическим составом присадочного материала. Однако наплавочный процесс также оказывает существенное влияние на эту характеристику. Анализ изношенных деталей нефтегазового оборудования, подвергаемых восстановлению методом наплавки, показал, что характерная величина износа изменяется в пределах от 1 до 5 мм и определяет применение однослойной, реже двухслойной наплавки. В отличие от высоколегированного присадочного металла материал деталей, как правило, относится к группе конструкционных или машиностроительных сталей с относительно невысоким содержанием углерода и легирующих элементов. Полученный в результате такого смешивания наплавленный металл, обладает индивидуальным химическим составом, структурно-

фазовым состоянием и механическими свойствами. Таким образом, первой характеристикой наплавочного процесса, определяющей изменение свойств наплавленного металла, является долевое участие основного и присадочного материалов в наплавленном слое. Наряду с изменением химического состава наплавленного слоя, процесс наплавки оказывает значительное влияние на протекание в нем структурно-фазовых превращений. Основным параметром термического цикла в зоне наплавки, влияющим на структурообразование наплавленного металла является скорость охлаждения. В связи с этим особый интерес представляют аналитические исследования тепловых процессов в условиях локального нагрева, рассмотренные в работах Рыкалина Н.Н., Мазеля А.Г., Углова А.А., Шоршорова М.Х., Белова В.В., Ерохина А.А. и др.

Прогнозирование структуры сплава по его химическому составу представляет большой интерес для различных по назначению групп сталей и сплавов. Однако ни один из существующих подходов к решению этой задачи не позволяет учесть все особенности, характерные для наплавочного процесса. Более эффективным подходом к вопросу прогнозирования структурно-фазового строения наплавленного металла с последующей оптимизацией технологических режимов наплавки является разработка методов моделирования процессов образования различных фаз, происходящих в наплавленном слое при его охлаждении.

Вторая глава данной работы посвящена разработке расчетного метода определения основных характеристик наплавочного процесса, влияющих на структурообразование наплавленного слоя. Для определения основных

I

характеристик плавления основного и присадочного материалов предложено рассматривать распределение тепловой мощности при наплавке в соответствии с распределением теплоты в приэлектродных зонах источника нагрева. На основе анализа литературных данных обобщены сведения по значениям коэффициентов распределения тепловой мощности для ручной дуговой наплавки, автоматической дуговой наплавки под флюсом и в

8

защитных газах, плазменно-дуговой наплавки. Учет влияния границ детали и теплоотдачи в окружающую среду предложено проводить за счет ввода фиктивных источников нагрева. На базе зависимостей для определения температуры нагрева от точечного источника теплоты получено выражение для расчета глубины проплавления основного металла ф).

(1)

где:: - тепловая мощность источника теплоты на поверхности детали, Вт;

Я - коэффициент теплопроводности, Вт/(см °С);

а - коэффициент температуропроводности, см2/с;

V - скорость движения источника теплоты, см/с;

Г - время охлаждения, с;

Т- температура плавления основного металла, °С.

Для анализа условий протекания структурно-фазовых превращений в методике расчета предусмотрено определение средней скорости охлаждения в ряде температурных интервалов.

Определение производительности плавления электрода рассматривалось с учетом энергии, выделяемой источником нагрева в приэлектродной области, соприкасающейся с присадочным материалом и энергии, выделяемой при нагреве вылета электрода проходящим по нему током. При этом предложено определять высоту наплавленного слоя как отношение весовой производительности плавления электрода к производительности наплавки по площади:

5 = 81,66^-, (2)

где: - производительность наплавки по площади, мм2/с;

дф - весовая производительность плавления электрода, г/с;

Предложенные закономерности определения высоты наплавленного слоя и глубины проплавления позволяют рассчитать долевое участие основного и присадочного материалов в наплавленном слое, а следовательно, определить его химических состав.

С целью сокращения математических расчетов при выборе режимов наплавки с использованием предложенной методики расчета получены графические зависимости определения характеристик наплавленного слоя, основные из которых представлены на рис.1.

Зависимость глубины проплавления от погонной мощности источника нагрева основного металла

Зависимость скорости охлаждения от погонной мощности источника нагрева основного метачла

Зависимость производительности наплавки по площади от погонной энергии источника

нагрева основного металла.

Зависимость производительности плавления Зависимость высоты наплавленного слоя от присадочного материала от тепловой производительности наплавки по площади мощности, идущей на его плавление

Рис.1. Зависимости основных характеристик наплавочного процесса от параметров источника нагрева.

Анализ полученных зависимостей показал, что использование схемы полубесконечного тела для определения характеристик зоны проплавления может применяться, если глубина проплавления при наплавке не превышает 1/3 толщины детали. Изменение средней скорости охлаждения наплавленного металла характеризуется двумя диапазонами погонной мощности источника нагрева для основного металла. Использование погонной мощности до 20000 Вт с/см характеризуется значительным от 800 до 30% изменением скорости охлаждения и оказывает решающее влияние на формирование структурно-фазового состояния наплавленного металла. При значениях погонной мощности свыше 20000 Вт с/см изменение средней скорости охлаждения находится в пределах от 30 °/с до 10 °/с и может не учитываться при анализе структурно-фазового состава наплавленного металла. Для анализа полученных значений был осуществлен ряд экспериментальных исследований по определению характеристик наплавленного слоя, выполненного методами электродуговой, плазменно-дуговой и лазерной наплавки. Средняя погрешность расчетных значений по отношению к экспериментальным составила 5-13%.

В третьей главе данной работы рассмотрены вопросы, связанные с влиянием долевого участия основного и присадочного материалов на выделение специальной карбидной фазы в наплавленном металле. Влияние долевого участия основного и присадочного материалов в разной степени сказывается на изменении содержания карбидообразующих элементов и углерода в наплавленном металле. Это приводит к изменению не только в количестве карбидной фазы, но и в ее составе. Содержание карбидообразующего элемента в износостойком наплавленном металле практически пропорционально доле участия присадочного материала. Содержание углерода в значительной степени зависит не только от присадочного, но и от основного материала. В связи с этим, последовательное вырождение карбидной фазы по мере разбавления присадочного металла основным следует отражать в зависимости от долевого участия присадочного металла - как характеристики режимов наплавочного процесса и содержания углерода в основном металле - как характеристики материала детали (рис.2).

Рис.2. Схема изменения состава карбидной фазы при разной доле участия присадочного материала и содержания углерода в основном металле Условие выделения карбидной фазы в целом ряде работ связывалось с соотношением количества карбидообразующего металла к содержанию углерода в данном сплаве.

где: Me, С - содержание карбидообразующего металла и углерода, ат.% ккр - коэффициент карбидообразования.

При достижении некоторого критического значения коэффициента карбидообразования, определяемого экспериментально, происходит полный переход карбидообразующего элемента и углерода в карбид данного типа. В то же время карбиды металлов не являются строго стехиометрическими соединениями. Ряд из них характеризуется достаточно широкой областью гомогенного существования. Диапазон растворимости углерода в них может быть весьма широким. Таким образом, область гомогенного существования карбида данного типа будет характеризоваться двумя предельными значениями ккр (рис. 3.).

о -----,-

0,1 0,2 0,3 0,4 0,5

содержание углерода, %

Рис.3. Схема выделения карбидных фаз в железоуглеродистых наплавленных слоях с однокомпонентным легированием Минимальное значение ккр определяется из стехиометрического состава карбида и соответствует границе между областью его гомогенного существования и областью образования нескольких карбидных фаз. При достижении этого соотношения карбидообразующего элемента и углерода в сплаве, содержащем наряду с железом более сильный карбидообразователь, прекратится выделение цементита и карбидная фаза будет состоять только из специального карбида типа МеС. Максимальное значение определяет

протяженность области гомогенного существования данного карбида и зависит от его предельного состава с дефицитом по углероду. Для сплава, состав которого соответствует указанному значению ктах , будет характерно появление карбида другого типа, например с более низким

содержанием углерода. Таким образом, условия для выделения и гомогенного существования карбидов металлов IV и V групп могут быть найдены из анализа диапазонов их химических составов с дефицитом по углероду. Металлы VI группы в отличии от ранее рассмотренных, помимо специальных двойных карбидов, типа МеС активно образуют комплексные тройные карбида типа (РеМе)пСт с различным содержанием не • только углерода, но и карбидообразующего металла. Значения критических коэффициентов для этих карбидов, определяющие разграничение области гомогенности комплексного карбида и области его смеси с цементитом определяются соотношением вольфрама, молибдена или хрома к содержанию углерода в карбиде данного типа.

Для определения диапазона значений коэффициента карбидообразования были обобщены данные об областях гомогенности нестехиометрических карбидов и рассчитаны предельные значения (табл.1.).

Таблица 1.

Значения критических коэффициентов для разных типов карбидов.

Критические коэф-фициен ты Стехиометрический состав карбидов

"ПС ггС УС У2С МЬС ЫЬ2С ТаС Та2С (Ре Мо 0*0). с (Ре Мо (^ь с6 (Сг Ие), Сз (Сг РеЬ 1 1 с6

ктш 1,00 1,00 1,15 2,00 1,00 1,43 1,00 2,00 1.0 0,16 1,66 2,5

^тах 2,08 1,66 1,54 2,38 2,00 2,86 1,35 2,63 4,0 0,33 2,33 3,45

Использование найденных значений ккр позволяет определить диапазоны химических составов, обеспечивающие формирование в наплавленном слое различных карбидных фаз и оценить степень

легированности оставшейся части твердого раствора.

При формировании износостойкого рационально легированного наплавленного слоя необходимо соблюдение двух требований. С одной стороны износостойкость наплавленного слоя обеспечивается выделением определенного количества и состава карбидной фазы и сохранением определенной части углерода в матрице сплава. С другой стороны рациональное легирование карбидообразующими элементами требует обеспечения условий для полного перехода всего их количества в карбидную фазу. Химические составы, имеющие значение ккр меньше к™,,, характеризуются избытком углерода по сравнению с концентрацией карбидообразующего элемента, что способствует сохранению части углерода в твердом растворе. В зависимости от условий охлаждения эта часть твердого раствора может распадаться с выделением цементита или, оставаясь в твердом • растворе, формировать мартенситную структуру. Концентрация карбидообразующих элементов, определяющая границу области износостойких сплавов с рациональным легированием карбидообразующими элементами, определяется следующим образом и представлена в табл.2:

(4)

где: - коэффициент перевода весовых процентов в атомные для сплавов на основе железа.

Таблица 2.

Химические составы, определяющие область рационального легирования износостойких наплавленных слоев.

с,% Содержание карбидообразующего металла в наплавленном слое с заданным типом карбидной фазы, %

НС ггС УС мс ТаС (Ре\У)23 С6 (РеМо)6 С (РеСг)7С3

0,1 0,40 0,76 0,49 0,77 1,51 0,2 0,8 0,7

0,5 2,00 3,80 2,44 3,86 7,54 1,2 4,0 3,6

1,0 3,99 7,60 4,88 7,72 15,08 2,5 8,0 7,2

1,5 5,99 11,40 7,32 11,58 22,63 3,7 12,0 10,8

2,0 7,98 15,20 9,76 15,43 30,17 5,0 16,0 14,4

2,5 9,98 19,00 12,19 19,29 37,71 6,2 20,0 18,0

Максимальное значение критического коэффициента карбидообразования определяет верхнюю границу области рационального легирования. Для химических составов с величиной к находящейся в диапазоне от кт1П до к,™« при создании соответствующих условий охлаждения весь карбидообразующий элемент сплава переходит в карбидную фазу. Однако, для этого диапазона также характерен практически полный переход и углерода в карбидную фазу, что приводит к обезуглероживанию матрицы сплава и потере ее износостойких свойств.

Концентрация карбидообразующего элемента, определяющая верхнюю границу области гомогенного существования карбидной фазы одного состава, определяется следующим образом и представлена в табл.3.

Таблица 3.

Химические составы, определяющие верхнюю границу области рационального легирования наплавленных слоев.

с,% Содержание карбидообразующего металла в наплавленном слое с заданным типом карбидной фазы, %

ПС ЪсС У2С ЫЬзС Та2С (Ре\\02зС6 (РеМо)в С (РеСг)7С3

0,1 0,83 1,26 1,01 2,21 3,97 0,51 3,21 1,01

0,5 4,15 6,31 5,05 11,03 19,83 2,56 16,03 5,06

1,0 8,30 12,62 10,10 22,07 39,67 5,12 32,07 10,13

1,5 12,45 18,92 15,14 33,10 59,50 7,67 48,10 15,19

2,0 16,61 25,23 20,19 44,14 79,34 10,23 64,14 20,25

2,5 20,76 31,54 25,24 55,17 99,17 12,79 80,17 25,31

Химические составы с более высоким содержанием карбидообразующего элемента, чем представленные в табл. 3, наряду, с образованием карбидной фазы легируют матрицу сплава. Присутствие большинства карбидообразующих элементов в обезуглероженной матрице сплава мало влияет на ее износостойкость, что не позволяет отнести эти сплавы к рационально легированным износостойким материалам.

Границы полученных областей были сопоставлены с изотермическими разрезами трехкомпанентных систем типа Бе-С-Ме для Т1, V, Та, Мо,

Сг и показали возможность использования полученных значений для анализа условий выделения различных карбидных фаз. На рис.4а в качестве примера приведено сопоставление расчетных областей с изотермическим разрезом Бе-С-У. На рис. 4б в качестве примера приведено сопоставление расчетных областей с изотермическим разрезом Бе-С-^

Рис. 4. Изотермический разрез системы Б е - С - У при 20° С (а) и изотермический разрез системы Бе-С^ при 700 °С (б) (сплошная линия - литературные данные; пунктир - данные расчета) На основе полученных значений была разработана методика определения состава и количества карбидной фазы в наплавленном металле, в которую заложены следующие положения:

1. последовательность выделения карбидов в наплавленном металле при многокомпонентном легировании определяется положением карбидообразующего металла в периодической таблице;

2. тип выделяющегося карбида определяется соотношением карбидообразующего элемента и углерода в наплавленном металле на момент его выделения и полученное значение сопоставляется с критическими коэффициентами для карбидов данного элемента.

3. количество металла (Мек) и углерода (С,), связанных в карбид, определяется в зависимости от соотношения металла-карбидообразователя и углерода по следующим зависимостям:

(6)

4. количество образовавшейся карбидной фазы определяется, суммарным весовым содержанием углерода и металла, связанных в карбид. Элементы VI группы в наплавленных слоях образуют комплексные карбиды, содержащие в значительном количестве железо. Для определения весового количества железа, связанного в карбид предложено следующее соотношение:

Ре-(к0-к,д!) СКк11ер , (7)

где: - соотношение всех атомов металла и углерода в карбиде согласно его стехиометрическому составу.

Использование предложенной методики расчета позволяет не только произвести анализ состава и количества карбидной фазы, но и провести расчет химического состава рационально легированного сплава, обеспечивающего требуемый объем карбидной фазы и нужное содержание углерода в матрице сплава.

1. Исходя из требуемого весового количества специального карбида и учитывая требование по рациональному легированию, определяем необходимое количество металла-карбидообразователя:

2. Количество углерода, связанное в карбид, находим по содержанию

(9)

„ Мг'к1

металла-карбидообразователя:

шш ' кКр

3. Общая концентрация углерода в сплаве представляет собой сумму концентрации углерода, связанной в карбид и концентрации углерода, необходимой для легирования матрицы сплава (См): С=С„ + С„. (10)

Для проверки предложенной методики были проведены экспериментальные исследования сплавов, обеспечивающие формирование карбидов разного типа, результаты которых вместе с результатами расчетов представлены в табл.4.

Таблица 4.

Химические составы карбидосодержащих сплавов.

Химический состав, % Состав карбидной фазы

С 81 Мп Сг Мо N1 V Расчетный Экспериментальный

1,31 0,1 0,33 0,03 4,62 (Ре\У)23С6 (РеМе)2зС6

0,58 0,89 0,81 1,27 0,11 УС, Ре3С УС, Ре3С

0,55 0,94 0,34 1,27 0,12 2,1 0,18 ус (Ре\УСгЬС6 УС, (РеМеЬСб

0,43 0,27 0,75 1,31 0,72 0,11 0,23 УС, (РеМоЪСб УС, (РеМеЬСб

0,8 0,11 0,3 3,96 9,22 0,2 9,3 0,66 УС, (FeWMo)бC УС, (РеМе)6С

1,26 0,39 0,37 4,3 0,98 1,79 1,15 УС, (Ре\УМоЬСб УС, (РеМеЬСб, (РеМе)7Сз

0,59 0,18 0,18 3,78 1 0,55 0,7 УС (Ре\Шо)2зС6, (Ре\УМо)6С УС (РеМе)бС

0,39 0,94 0,48 5,53 0,87 0,48 УС, (РеМоЬСб, (РеМо)бС УС, (РеМе)пСп,

0,28 0,11 0,36 2,57 0.03 0,04 8,8 0,35 УС,(Ре\У)6С УС, (РеМе)бС

0,81 0,15 0,33 3,77 0,44 0,12 18,27 1,07 УС,(Ре\У)6С УС ' (РеМе)6С

3,54 0,58 0,75 15,2 0,10 РезС, (РеСг),Сз (РеСг)3С, (РеСг)7С3

0,30 10,00 36,00 (РеСгЬСб (РеСг)гзСб, (РеСг)7С,

В четвертой главе данной работы рассмотрены вопросы, связанные с

влиянием углерода и легирующих элементов на формирование структурно-фазового состояния матрицы наплавленного металла.

Химический состав матрицы наплавленного металла, сформированный на момент окончания охлаждения может резко отличаться от исходного • химического состава, полученного в результате перемешивания основного и присадочного материалов. Первоочередное значение в его формирование играет процесс перераспределения углерода и легирующих элементов между твердым раствором и карбидной фазой. Тип, состав и количество сформировавшихся специальных карбидов и цементита создает условия для фиксации различного количества углерода в матрице наплавленного слоя. Экспериментальный учет всех этих факторов даже для одного присадочного материала и анализ структурно-фазового строения наплавленного слоя для каждого возможного сочетания режимов на деталях с разным химическим составом весьма трудоемок. В то же время оценить наиболее стабильный структурно-фазовый состав матрицы сплава с разным содержанием углерода в ней можно путем сравнения значений изменения свободной энергии, которые имеет феррит, аустенит и мартенсит на момент окончания охлаждения. Для определения численных значений изменения свободной энергии этих фаз на момент окончания охлаждения были использованы расчетные модели для твердых растворов и данные диаграммы состояния Fe-C. Рассматривая процесс растворения атомов углерода в твердом растворе железо-углерод как процесс замещения пустых междоузлий атомами растворенного вещества, применим к растворам внедрения закономерности квазирегулярных растворов. Используя закон Больцмана и формулу Стерлинга получаем следующие зависимости для определения изменения свободной энергии твердого раствора и изменения химических

потенциалов железа и углерода

ДО=КГсНРе\У+ ЫРе ТЯ 1п((у Ыр, - ад/у N Ре)" + Ыс ТЯ 1п(Кс / (у ^-N(0) (11) где: W - энергия смешения раствора, Дж/моль;

\¥=ДН-ТД8вибр (12)

- изменение энтальпии при образования раствора, Дж/моль;

- вибрационная составляющая энтропии при образовании раствора Дж/моль К,

- молярная доля железа;

N0 - молярная доля углерода;

V - число энергетически равноценных междоузлий в кристаллической решетке железа;

Я - газовая постоянная, Дж/(моль К).

Т- температура, К.

Ацре=НсЫс(АН-ТД8ви6р)+ ТШп ((уЫРс-Ыс)/(13)

Дцс = (ЛН-Т ДБвибр ) + ТЯ1п(Ыс/(V ^-N¿0 . (14)

Используя условия равновесия между твердым раствором Бе-С и цементитом, данные об активности углерода в цементите и изменении свободной энергии его образования при 1000 К, а также сведения о концентрации углерода в твердом растворе и изменении свободной энергии при переходе железа из а- в у-модификацию были найдены выражения для расчета изменения свободной энергии твердых раствора углерода в АС= (ЬИс) (Ис) (92000 - 76,5 Т) + ЯТ 1п((0,011*(1-Кс)-МсУ(0,011 *(1-Ыс)) + Я

АС= (Иге) Ав т + (1-Ыс) (Ыс) (40225- 23,0 Т) + ЮГ 1п((0,25*(1-Ыс)-ЫСУ(0,25*(1^С)) + Я Т 1п(Ыс /(0,25* (1-Ыс)- )). (16)

Для проверки правильности предложенных выражений с их помощью были рассчитаны значения термодинамической активности углерода в твердых растворах и и сопоставлены с литературными данными.

Погрешность полученных значений находится в пределах 10%. ,

Для бездиффузионного превращения аустенита используя данные по температурам равновесия аустенита и мартенсита и температурам начала мартенситного превращения концентрациям углерода в твердом

растворе и разнице в свободных энергиях между аустенитом и мартенситом на момент начала мартенситного превращения было получено выражение для определения изменения свободной энергии в мартенсите.

AG° = (1-Nc) (Nc) (131400 - 94,3 T) + RT ln((0,13 *( 1 -Nc)-Nc)/(0,13*0 -Nc)) +

Для прогнозирования структурно-фазового состава наплавленного слоя с использованием полученных закономерностей провели сопоставление значений изменения свободной энергии мартенсита, аустенита, феррита и цементита на всем диапазоне концентраций углерода при температуре 300°К, соответствующей концу охлаждения (рис.5).

л § еооо

2

а 7000

х £ 6000

О.

X т 5000

•X о

X § 4000

ю

в о 3000

а> X

X 0) 2000

X

S м 1000

s

0

г X

S

у

/ /■ __

¿^и—-----

0 0,01 0,02 0,03 0,04 0,05 0,06 0,07 0,08 0,09 0,1 0,11 0.12 Са-а* Со'-*

молярная доля углерода

Рис.5. Зависимость изменения свободной энергии аустенита, феррита, мартенсита и цементита в железоуглеродистых сплавах при 300 °К.

Самым устойчивым состоянием, из представленных на рис.5, для всего

диапазона концентраций углерода является феррито-цементитная смесь.

Однако, в условиях наплавочного процесса полное перераспределение

углерода между этими фазами, как правило, не обеспечивается. Это

способствует проявлению участков твердого раствора с повышенным

содержанием углерода и формированию метастабильных структурно-

фазовых состояний. Сопоставление линий изменения свободной энергии

мартенсита, феррита и аустенита показывает, что при содержании углерода в

твердом растворе от 0,22 до 1,74 вес. % наименьший уровень изменения

свободной энергии имеет мартенситная структура с тетрагональной

кристаллической решеткой. Более низкая концентрация углерода в твердом

22

растворе способствует протеканию промежуточного превращения. При более высокой - сохраняется аустенит. Для экспериментальной проверки полученной области существования мартенсита проведены исследования поверхностных слоев с разным содержанием углерода, охлажденных со скоростью предотвращающей выделение углерода из твердого раствора. Исследованию подвергались поверхностные слои с содержанием углерода от 0,08 до 1,2 %, подвергнутые оплавлению лазерным лучом. Проведенные исследования показали, что при обработке малоуглеродистых слоев с содержанием углерода 0,08% в зоне оплава формируется смешанная феррито-бейнитная структура с различной морфологией. С увеличением содержания углерода до 0,24 % поверхностный слой состоит из реечного мартенсита. Дальнейший рост концентрации углерода на образцах с 0,8 % и 1,2% углерода приводит к образованию в структуре пластинчатого мартенсита.

Влияние легирующих элементов на формирование структурно-фазового состава в сложнолегированных наплавленных слоях также приводит к изменению уровня свободной энергии твердого раствора на основе y-Fe по сравнению с твердым раствором на основе a-Fe. Легирование металлами приводит к замещению части атомов железа в металлической подрешетке сложнолегированного твердого раствора. При использовании закономерностей раствора замещения изменение свободной энергии при переходе от легированного твердого раствора на основе к твердому раствору на основе с одинаковой концентрацией легирующих элементов можно представить следующим образом:

ДС-ДС = (1-N,') ДС"ГЯ< + N,'AHCM, (18)

где: - молярная доля легирующего элемента в металлической подрешетке, - изменение энтальпии смешения твердого раствора при переходе 1 моля легирующего металла из Дж/моль.

Изменение энтальпии смешения можно определить из условия равенства химических потенциалов элементов раствора, используя линии фазового равновесия диаграмм состояния Бе-Ме.

где: N1", Л7 - концентрация легирующего элемента на границе а/а+у и а+у/у соответственно, мол.доли.

Анализ диаграмм состояния Бе-Ме позволил определить изменение энтальпии смешения твердого раствора на основе железа такими легирующими элементами как N1, Сг, Мп, Со, V, Мо, 81, что позволяет провести анализ устойчивости аустенита в широком диапазоне систем легирования. Влияние системы легирования на изменение свободной энергии металлической подрешетки твердого раствора на основе по

сравнению с твердым раствором на основе предложено оценить

путем суммирования вклада различных легирующих элементов в изменение энтальпии смешения, взятых пропорционально их молярной доле в металлической подрешетке.

АС - АС =(1-Жге') АСГЪ + Жи'Нсм Д^ + (-12720)*(Ыт)

+(-14470)*(Ыш) + (-745)*(ЫСо) + (-15850)* (И«) + 285*(Ы&) + 1890*(Ы*) + 4385* (N^0) + 247О* (Иу) + 6365*(Ыт) + 12000*(ЫТа) + Ю800*(Ы№) (20)

Используя полученное выражение и учитывая изменение свободной энергии твердого раствора при растворении в нем углерода

получаем следующую зависимость для легированного твердого раствора железо-углерод.

ДСТ= ЫРе Ав а" т (И, Нсм) + (1-Ыс) (Ыс) (40225- 23,0 Т) + (1-1^с) ЯТ 1п((0,25*(1-Кс)-Мс)/(0,25+(1-Ыс)) + КТ 1п(Ыс /(0,25* (ЬИс)-Ыс)). (21)

Моделирование твердого раствора как системы состоящей из двух взаимодействующих подрешеток, позволяет выделить две составляющие, характеризующие изменение его свободной энергии. Влияние неметаллической подрешетки на изменение свободной энергии твердого

раствора позволяет оценить воздействие углерода на величину ДО. Металлическая подрешетка отражает влияние процесса замещения части атомов железа атомами легирующих элементов за счет изменения энтальпии смешения при переходе легирующих элементов из у-фазы в а-фазу. Система легирования изменяет положение линий свободной энергии аустенита относительно аналогичных линий для феррита и мартенсита. В результате

а-и*

этого изменяется и значение критических концентраций углерода Скра"т, определяющих области существования метастабильных фаз (рис.6).

Рис.6. Диаграмма изменения свободной энергии разных фаз в железоуглеродистом сплаве при температуре 300 К для ДНсч=-2500 Дж/моль.

Анализ диаграмм ДО-С для сплавов с разной системой легирования, характеризуемых различными значениями изменения энтальпии смешения, позволил определить критические концентрации углерода, отвечающие условиям равенства - свободных энергий и и при

температуре 300 К. Указанные концентрации углерода (Сцр"*", С^,""*) определяют протяженность областей существования рассматриваемых фаз в таких условиях охлаждения, при которых весь углерод фиксируется в матрице сплава. На основе полученных данных была построена диаграмма структурно-фазового состояния матрицы наплавленных слоев, представленная на рис. 7.

200 0 -500 -1000 -1500 -2000 -2500 -3000 -3500 изменение энтальпии смешения, Дж/моль

Рис.7. Диаграмма структурно-фазового состояния наплавленных слоев. ДНСМ = (-12720)*(Nn/) +(-14470)*(N№) + (-745)*(NC„') + (-15850)'(NÜ) + 285«(N0') + 1890*(Ns,) + 4385*(Nvo) + 2470*(NV') + 6365*(К№') + 12000*(NT.') + 10800*(NW')

Для проверки правильности определения области существования аустенита при комнатной температуре, на полученную диаграмму были нанесены данные по сплавам с аустенитной структурой (табл. 5).

Таблица 5.

Химические составы сплавов с аустенитной структурой.

Химический состав, % Изменение

энтальпии

смешения,

№ С Si Мп Cr Ni Дж/моль

1 2,19 0,26 0,32 11,75 0 -2030

2 1,18 0,26 12,28 0 0 -1794

3 1,3 0 5 0 0 -734

4 0,6 0 0 0 25 -3021

5 0,9 0,6 9 0 0 -1299

6 М 0,6 13,5 0,5 0,6 -2118

7 0,03 0,8 2 19 12,5 -3270

8 0,3 0 8 18 3 -3036

В пятой главе рассмотрены вопросы, связанные с влиянием температурно-временных условий охлаждения при наплавке на формирование различных фаз в наплавленном металле.

Возможность выделения большинства фаз в износостойких наплавленных слоях в той или иной степени связана с диффузией углерода. Рассматривая в качестве движущей силы процесса разницу химических потенциалов углерода между исходным твердым раствором и образующейся

фазой и используя закономерности процесса диффузии можно выразить время необходимое для полного выделения карбида заданного типа следующим образом:

(22)

где: t - время диффузии, с;

- атомарная доля углерода в карбиде данного типа:

_ . (23)

"С ^МеС »

- атомарная доля карбидообразующего металла в твердом

растворе;

J - плотность диффузионного потока, проходящего через сечение в единицу времени, см2/с:

D - коэффициент диффузии углерода;

N0 - атомарная доля углерода в твердом растворе;

АцсМеС - изменение химического потенциала углерода в области

образования карбида, Дж/моль; а Бе-Ме-С

- изменение химического потенциала углерода в твердом растворе, Дж\моль;

h - расстояние, см. При использовании минимального значения критического коэффициента карбидообразования полученное количество углерода будет характеризовать выделение карбида с максимальным дефицитом по углероду. Использование максимального значения ккр соответствует выделению карбида с составом близким к стехиометрическому.

При наличии ускоренного охлаждения процесс карбидообразования может реализовываться не в полном объеме. Количество выделяющегося карбида в таких условиях охлаждения будет определяться как

характеристиками диффузионного процесса, так и критическим

коэффициентом карбидообразования, соответствующим сплаву заданного химического состава:

(25)

Выделение цементита в отличие от специальных карбидов не ограничено концентрацией карбидообразующего элемента в сплаве. Основной характеристикой процесса карбидообразования, оценивающей влияние температурно-временных условий охлаждения в этом случае, будет протяженность зоны выделения карбида.

(26)

где: Н - протяженность зоны карбидообразования.

Таким образом, для реализации процессов диффузии углерода при выделении карбидной фазы наряду с температурно-временными условиями охлаждения при наплавке решающее значение имеет градиент химического потенциала углерода, возникающий при данной температуре между твердым раствором Fe-Me-C и зародышем карбида Ме„С.

Методика определения изменения химического потенциала углерода в карбидах разного типа, предложенная в данной работе, включает в себя следующие позиции.

1. Для карбидов типа МеС с составом близким к стехиометрическому характерно равновесное существование с графитом, что определяется следующим равенством:

ДОМеС = (1-Ыс) Дцме= (1- N0) (Д0Меор + ЯТ 1п ((V (1-Ыс) -Кс)/(у (1^с))У) (27)

где: - изменение свободной энергии образования карбида МеС,

Дж/моль;

- изменение свободной энергии при перестройке кристаллической решетки металла из исходной модификации в кристаллическую решетку, характерную для карбида данного типа, Дж/моль;

v - количество энергетически равноценных междоузлий в кристаллической решетке карбида;

Ыс - максимальное содержание углерода в карбиде с составом, близким к стехиометрическому.

При использовании известных значений ДСМес и ДСМеа-р определяется максимальная концентрация углерода в карбиде. Число энергетически равноценных междоузлий определяется исходя из стехиометрического состава карбида данного типа. Для состава карбида МепСт -т

у = — п .

2. Найденное содержание углерода и условие равновесия карбида с графитом позволяет определить величину (ДН - Т Д8В„6Р).

Дцс = (ДН - Т ДЭвибр) + ЯТ 1п (Ыс/(у (1-Ыс) - Ыс)) = 0 (28)

где: - изменение энтальпии при растворении углерода в карбиде,

Дж/моль;

изменение вибрационной энтропии при растворении углерода в карбиде данного типа.

3. Используя данные диаграммы состояния Ме-С о минимальном содержании углерода в карбиде МеС и найденное для данной температуры значение находим для карбида с максимальным дефицитом по углероду.

Дцс = (ДН - Т ДБвибр) + КГ 1п (N¿"'7^ (1-Мс™п) - Нсгош)), (29) где: минимальная концентрация углерода в карбиде МеС.

4. Для карбидов типа Ме„Ст наличие области равновесного существования этого типа карбида с карбидом МеС определяет существование равенства химических потенциалов элементов в карбидах обоих типов, что позволяет найти энергию перехода к новому типу кристаллической решетки, и определить величины для неметаллической подрешетки.

ДцмсМсС = ДОмеп(1М(:2С + ят 1п ((V (1-НсП1!"!Ме2С) -ЫстахМе2С)/(у (1-ЫстахМе2С)))У.

ДИсМсС = ДМсМе2С

ДцсМеС = (ДН - Т Д8в„бр) + ЯТ 1п (ЫстахМе2С/(у (1-ЫстахМе2С) - ЫстиМе2С)) (30)

где: - максимальная концентрация углерода в карбиде

Найденные, с помощью предложенной методики, значения изменения свободной энергии карбидов разного типа, характеризующие диапазон составов с дефицитом по углероду были сопоставлены с литературными данными и показали погрешность расчетов в пределах 10 %.

Таким образом, на основе анализа диаграмм состояния Ме-С были определены диапазоны изменения химического потенциала углерода для большинства специальных карбидов, что позволяет выделить ряд общих моментов, характерных для всех представленных систем. В соответствии с диапазоном гомогенного существования всех рассмотренных карбидов минимальные значения химического - потенциала углерода свойственны составу карбидов с наибольшим дефицитом по углероду, а максимальные -карбидам стехиометрического состава. Карбиды типа МеС, с концентрацией углерода близкой к стехиометрической, имеют значение изменения химического потенциала углерода равное нулю и заканчивают диапазон значений химических потенциалов, характерных для данной системы Ме-С. Этот факт позволяет предположить, что процесс карбидообразования независимо от величины коэффициента карбидообразования начинается с образования самого низкоуглеродистого карбида. Для систем ТС-^ V-

С - это карбид типа МегС, для системы Сг-С - карбид СггзС«. И только при наличии условий для полного протекания процесса диффузии углерода в соответствии с коэффициентом карбидообразования станет возможно появление карбидов с большим содержанием углерода. Сопоставление диапазонов изменения химического потенциала углерода для рассмотренных типов карбидов представлено на рис. 8.

температура, К

Рис.8. Диапазоны изменения химического потенциала углерода в карбидах

разных типов.

Анализ полученных данных показывает, что наиболее протяженной областью значений химического потенциала углерода обладают самые сильные карбидообразующие элементы. Минимальное значение Дцс характерное для таких карбидов обеспечивает их выделение из твердого раствора в первую очередь. В соответствии с этим можно уточнить последовательность выделения карбидов из сложнолегированного раствора, которая будет выглядеть следующим образом: Zr, Та, V, W,Mo.

Определение критической скорости выделения карбидов в наплавленном металле требует учета ряда особенностей характерных для процесса наплавки.

1. Выделение большинства рассмотренных карбидов, кроме карбида хрома и молибдена, начинается еще в жидком металле и активно протекает до начала процесса распада аустенита. Поэтому температурный интервал, рассматриваемый при расчете, изменяется от 1500 до 900 °С.

2. В зависимости от содержания карбидообразующего элемента в сплаве объем выделяющейся карбидной фазы может значительно изменяться. Вместе с ним. будет изменяться и время, необходимое для полного протекания этого процесса.

3.Полное прекращение выделения карбидной фазы можно считать достигнутым, если в карбид переходит не более 0,1 % карбидообразующего

элемента. Именно эта концентрация карбидообразующего элемента рассматривается в качестве предельной при расчете критической скорости выделения карбидной фазы.

Учитывая эти особенности и используя предложенную методику были рассчитаны значения критической скорость выделения карбидной фазы

Кр№С) , представленные в табл. 6.

Таблица 6.

Содержание Скорость охлаждения (\у к/"1") Для карбидов разных металлов, и/с

углерода, ат.%/ вес.% ЪхС •пс Та2С ЫЬ2С У2С ШО. Мо2С Сг23С6 Сг7СЗ

1,0/0,22 50 64 70 66 51 22 0 6 1

3.0/0,65 298 379 417 402 318 165 23 38 8

6,0/1,30 869 1105 1225 1192 958 542 150 118 52

9,0/1,93 \\'„рЛ'еи больше скоростей 2074 1230 432 259 127

1,20/2,58 охлаждения характерных для наплавочных процессов 929 466 246

Возрастание количества карбидообразующего элемента, связанного в карбид, приводит к увеличению времени, необходимого для диффузии требуемого количества углерода. Соответственно и средняя скорость, необходимая для образования такого количества карбидной фазы, в свою очередь будет уменьшаться пропорционально росту времени охлаждения. 1С -0,1

,,М«С _ Ч>

К

(31)

где: - количество карбидообразующего элемента, связанного в карбид, ат.%.

Помимо образования специальных карбидов важнейшую роль в формировании структурно-фазового состава матрицы сплава играет цементит. В области температур выше 1000 К для заэвтектоидных сталей характерно выделение первичного цементита. Для образования 1 ат.% цементита в состав карбида из твердого раствора должно перейти около 0,25 ат.% углерода. Исходя из этого требования были определены критические скорости охлаждения в интервале температур выше 1000 К, обеспечивающие выделение 1% первичного цементита (табл.7).

, Таблица 7

Сформировавшееся количество первичного цементита в наплавленном слое можно определить как отношение критической скорости выделения цементита к реальной скорости охлаждения сплава с заданным содержанием углерода.

(32)

Образование структурно-фазовых составляющих в матрице наплавленного слоя также тесно связано с протекание диффузии углерода между аустенитом и формирующейся фазой. Расчет скоростей охлаждения, определяющих выделение различных структурных составляющих в матрице сплава, основан на использовании ряда положений.

1. Скорость образования различных составляющих матрицы сплава в первую очередь зависит от общего количества углерода, которое должно продиффундировать через единичное сечение для создания требуемой разницы концентраций. Минимальное количество углерода, используемое для расчета критической скорости выделения различных фаз, соответствует созданию разницы концентраций в 1% твердого раствора.

Щ) = (Си-Ск)*0,01 ,

где: - среднее количество углерода продиффундировавшее в сплаве для получения 1% рассматриваемой структурной составляющей;

- исходное и конечное содержание углерода в твердом растворе. Для образования феррита конечная концентрация углерода составляет 0,01% для перлита - 0,8%.

2. Реализация процесса диффузии углерода в аустените характеризуется разностью химических потенциалов углерода между исходным аустенитным зерном и выделяющейся фазой. Для доэвтектоидных сталей такой фазой является феррит, который может не образовываться при данных условиях о х л а ппнякп стремление; гппячя к- о образованию

РОС НАЦИОНАЛЬНАЯ БИБЛИОТЕКА с.п«т*р4т ОЭ 150 »жт »

выступает в качестве движущей силы процесса. Для заэвтектоидных сталей в качестве инициатора процесса диффузии выступает цементит.

3. Время, необходимое для создания нужной концентрации углерода в 1% твердого раствора при заданной температуре, зависит от среднего значения плотности диффузионного потока и определяется следующим образом:

4. Критическая скорость образования различных фаз вычисляется на основе расчета средней скорости охлаждения в интервале температур от

до 500°С.

С использование этих выражений были найдены критические скорости образования феррита и перлита в сталях с разным содержанием углерода (табл.8).

Таблица 8

Значения критических скоростей образования феррита и перлита для

сталей с разным содержанием углерода

Критические скорости охлаждения, °/с С реднее содержание углерода в аустените, вес.%

0,1 0,3 0,5 0,7 0,8 0,9 1,1 1,3 1,5 1,7 1,9

ф 368 28 16 6 - - - - - - -

42 15 26 41 227 127 127 139 155 174 134

Уменьшение скорости охлаждения приводит к росту количества феррита или перлита по следующей зависимости:

= (35)

где: Ф, П - процентное содержание феррита или перлита в структуре, %. Образование бейнита связано с выделением цементита из аустенитного раствора с концентрацией менее 0,8%. Поэтому определяющим фактором в этом случае будет разница химических потенциалов между аустенитом и цементитом. Исходя из общего количества цементита, которое может выделиться из аустенита с концентрацией ниже 0,8%, определим

критическую скорость образования 1% бейнита. Полученные значения представлены в табл. 9.

Таблица 9

Значения критической скорости образования бейнита для сталей с разным содержанием углерода

На скорость диффузии углерода в аустените большое влияние оказывают легирующие элементы. Оценить это влияние можно по изменению химического потенциала углерода в аустените при введении' различных легирующих элементов. Изменение химического потенциала углерода при легировании по сравнению с нелегированным аустенитом характеризуется величиной и может быть представлено следующим

образом:

Дцст= I (Н ДНСМ) + (ЬИс) О-Ис) (40225- 23,0 Т) + Я Т ЦИс /(0,25* (1-Ыс) -

Тогда изменение скорости диффузии углерода в аустените при его легировании описывается как:

= РЩАЯ-АЮ + Р^,АНС„ = ШЩДН^ _ (37)

МтЯТЫг « Л/м,Д7М "

где: - атомарная доля легирующего элемента в аустените;

Av - изменение скорости диффузии углерода при легировании аустенита.

С использованием предложенного выражения, было определено изменение скорости диффузии углерода в твердом растворе, содержащем 1 ат.% легирующего элемента (табл.10).

Таблица 10

Изменение скорости диффузии, С реднее содержание углерода в аустените, вес.%

0,1 0,3 0,5 0,7 0,9 1,1 1,3 1,5 1,7 1,9

Мп -3,0 -3,9 -8,1 -13,6 -20,3 -28,4 -37,8 -48,4 -60,4 -73,6

N1 -2,7 -3,5 -7,2 -12,1 -18,1 -25,3 -33,7 -43,2 -53,9 -65,7

Сг -3,1 -4,1 -8,5 -14,3 -21,3 -29,8 -39,6 -50,8 -63,3 -77,2

0,5 0,6 1,3 2,2 3,3 4,7 6,2 8,0 9,9 12,1

Мо 1,1 1,5 3,1 5,2 7,8 10.8 14,4 18,5 23,1 28,1

\У 2.8 3,7 7,7 12,9 19,3 27,0 35,9 46,0 57,3 69,9

В шестой главе предложены рекомендации по регулированию состава и количества карбидной фазы и структурно-фазового строения матрицы наплавленных слоев путем определения требований к основным технологическим параметрам наплавки с целью повышения сопротивления механическому изнашиванию. В предложенные рекомендации включены:

- методика определения параметров наплавки, обеспечивающих выделение требуемого состава и количества карбидной фазы при использовании заданного присадочного материала;

- методика расчета режимов наплавки для обеспечения требуемого структурно-фазового состояния наплавленного слоя;

- методика выбора присадочного материала для обеспечения максимальной износостойкости наплавленного слоя.

Применение первой из предложенных в рекомендациях методик было опробовано при оценке влияния, степени разбавления присадочного материала на характер выделяющейся карбидной фазы и износостойкость металла, наплавленного электродами Т-590. Использование методики по определению состава и количества карбидной фазы позволило построить диаграмму, отражающую изменение ее состава в зависимости от степени разбавления присадочного материала и содержания углерода в основном и оценить требования к технологическим параметрам наплавки. Обеспечение высокой износостойкости в условиях абразивного изнашивания требует ограничения степени разбавления присадочного материала границей области существования карбида (РеСг^С} (рис.9). Формирование не менее 20% этого карбида в структуре сплава определяет предельное разбавление присадочного материла в пределах 50%.

Рис.9. Диаграмма изменения состава и количества карбидной фазы для наплавленного металла типа Э-320Х25РС2Г.

Создание условий для выделения карбидной фазы требует ограничения скорости охлаждения не более 10 %, что соответствует диапазону погонной мощности при наплавке не менее 25000 Дж/см. Исходя их этого было предложено проводить наплавку электродов Ф 5 мм на следующих режимах: 1=280-300 Л, v<0,3 см/с. Наплавку выполняли на пластинах размерами 400x400x50, изготовленных из сталей с разным содержанием углерода электродами Ф 5 мм. Испытания на абразивное изнашивание осуществлялись на машине Х-4-Б по шлифовальному кругу цилиндрическими образцами диаметром 10 мм при удельной нагрузке 1,27 МПа. Долевое участие присадочного материала, полученные механические свойства и состав карбидной фазы представлены в табл. И.

Таблица 11

№ Доля участия присадочного материала, % Твердость (НУ) Износ, мкм Карбидная фаза

Состав Количество

1 33 447 0,168 (РеСг)3С (ИеСг^Сз 25 5

2 50 683 0,134 (РеСг)зС (РеСг)7С3 19 15

3 60 587 0,096 РеСг)7С3 (РеСг)зС 21 14

4 96 760 0,076 (РеСг)7Сз 36

Проведенные испытания наплавленных слоев на абразивное изнашивание показали, по изменение состава карбидной фазы в наплавленном металле приводит к изменению износостойкости в более чем 2 раза.

Для оценки влияния различных составляющих карбидной фазы на износостойкость поверхностей при воздействии абразива были выбраны ферритокарбидные сплавы в литом состоянии для обеспечения условий полного выделения карбидной фазы. Определение состава карбидной фазы проводилось как с использованием предложенной методики расчета, так и экспериментальным путем. Результаты исследований (табл.12.) показали, что наряду с количеством карбидной фазы большое значение имеет ее состав.

Таблица 12

Экспериментальные и расчетные данные по составу карбидной фазы в

сложнолегированных сплавах и их износостойкости.

X» Химический состав.% Экспериментальные данные Расчетные значения

С Сг Прочие Состав карбид ной фазы Кол-во, % НУ Износ, мкм Состав карбидной фазы Кол-во карбидов разного типа, % Общее кол-во карбидов, %

1.1 1,89 8,13 Ме7СЗ МеЗС 25 551 0,15 РеСг7СЗ, РеЗС 10,8 11,4 22,2

1.2 1,92 У-2,65 МеС, МеЗС 5 20 413 0,1289 УС, РеЗС 3,3 18,7 22,1

1.3 2,2 11,4 У-0,82 МеС, МеЗС, Ме7СЗ 25 650 0,1127 УС, РеСг7СЗ РеЗС 1 14,6 6,2 21,8

1.4 2,94 У-8,76 МеС, МеЗС 6 20 650 0,105 УС, РеЗС 11,0 11,0 22,0

2.1 2,01 4,56 МеЗС 30 596 0,1671 РеЗС 30,0 30,0

2.2 1,97 МеЗС 30 401 0,1636 РеЗС 29,5 29,5

2.3 2,58 12,6 МеЗС, Ме7СЗ 30 683 0,1342 РеСг7СЗ РеЗС 16,5 12,4 28,9

2.4 2,13 №-1,4 МеС, МеЗС 28 587 0,119 ЫЬС, РеЗС 1,6 29,2 30,8

2.5 2,68 12,5 ЫЬ-1,07 МеС, Ме7СЗ МеЗС 3 30 672 0,085 УС РеСг7СЗ РеЗС 1,3 16,4 12,0 29,7

2.6 2,65 3,9 У-2,92 1,49 МеС, МеЗС 30 660 0,0604 УС, ИЬС РеЗС 5,3 25,8 31,1

3.1 3,16 14,9 \У-2,3 Ме7СЗ 36 502 0,096 РеСг7СЗ РеЗС 19,6 16,2 35.8

3.2 3,12 0,85 МеС, МеЗС 3 40 606 0,0945 N1)0, РеЗС 1,0 45,0 46,0

Увеличение количества специальных карбидов при сохранении неизменным объема карбидной фазы приводит к более интенсивному росту износостойкости, чем общее увеличение количества цементита в сплаве.

Проведенные исследования подтвердили возможность использования методики определения состава и количества карбидной фазы, что позволило разработать диаграммы изменения состава и количества карбидной фазы при наплавке для 34 типов наплавочных материалов, предназначенных для условий абразивного изнашивания.

Использование методики расчета режимов наплавки для обеспечения требуемого структурно-фазового состояния наплавленного слоя было опробовано на наплавочных материалах, относящихся к различным группам по системе легирования и применяемых для разных условий изнашивания. Исследованию подвергались углеродистые проволоки Нп-30 и Нп-50, применяемые для восстановительной наплавки деталей работающих в условиях абразивного изнашивания, электроды ОЗИ-3 и ОЗН/ВСН-9, применяемые в условиях ударно-абразивного изнашивания. Наплавка проводилась на пластину из стали 20 наплавочными материалами в три слоя. Режимы наплавки подбирали таким образом, чтобы охватить диапазон скоростей охлаждения от 1% до 100%. Изменение структурно-фазового состава наплавленных слоев, выполненных на разных режимах, можно оценить экспериментально и с использованием рекомендаций, предложенных в данной' работе. На рис. 10а представлена структурная диаграмма наплавленного металла, выполненного проволокой Нп-50. Ожидаемое изменение структурно-фазового строения наплавленного слоя при разных скоростях охлаждения подтверждено данными металлографических исследований (рис.10 б). Одновременно с изменением структурно-фазового строения наплавленного слоя наблюдается рост износостойкости поверхности практически в 2 раза. Максимальная

износостойкость при трсшш по монолитному абразиву достигается на образцах, наплавленных при скоростях охлаждения более 100 °/с.

Рис.10. Диаграмма структурно-фазового состояния наплавленного слоя, выполненного проволокой Нп-50 (а) и его структурно-фазовый состав при разных скоростях охлаждения: а. - 1%, б. - 98 %, в. - 620 %.

Сопоставление выявленного диапазона скоростей охлаждения с зависимостями на рис.1 показывает, что обеспечение максимальной износостойкости на поверхности наплавленной проволокой Нп-50, ожидается при использовании погонной мощности не более 15000 Вт с/см.

Для наплавленного металла, выполненного электродами ОЗИ-3 (90Х4М4ВФ) большое значение имеет не только строение матрицы наплавленного слоя, но и формирование его карбидной фазы (рис.11).

Рис .11. Диаграмма изменения состава и количества карбидной фазы для наплавленного металла типа Э-90Х4М4ВФ Разбавление присадочного материала основным приводит к постепенному вытеснению карбида (Ре'УММо^С карбидом (РеТОЛо^зСб, близкий по свойствам к цементиту. Строение матрицы наплавленного слоя, с химическим составом близким к составу присадочного материала, также существенно меняется в зависимости от условий охлаждения (рис. 12а) и степени разбавления присадочного материала (рис.12 б).

Рис. 12. Структура наплавленного металла типа Э-90Х4М4ВФ в зависимости от скорости охлаждения (а- 100% химический состав присадочного материала, 50% - химический состав присадочного материала).

§|§ р|

а хЮОО б хЮОО г х400

Рис.13. Микроструктуры наплавленного металла типа Э-90Х4М4ВФ при разных скоростях охлаждения: а - 2,2%, б - 11 % - 36 %.

Наплавленный металл был подвергнут испытаниям на ударно-абразивное изнашивание по сыпучему абразиву. Результаты испытаний показывают рост износостойкости с увеличением скорости охлаждения в 1,5 раза. Одновременно наблюдается снижение твердости, связанное с уменьшением количества образующейся карбидной фазы. Это позволяет рекомендовать для создания износостойкой поверхности диапазон погонной мощности не более 20000 Вт с/см, обеспечивающий ускоренное охлаждение и предотвращающее полное обезуглероживание матрицы сплава за счет выделения сложных карбидов.

Таким образом, проведенные исследования подтверждают, что формирование определенного сочетания твердой фазы и структурных составляющих в матрице сплава позволяет обеспечить максимальную износостойкость наплавленного слоя. Показано, что в зависимости от долевого участия основного и присадочного материала и скорости охлаждения существенным образом изменяется характер процесса карбидообразования и значительно изменяется структурно-фазовое строение матрицы наплавленного слоя. Это обеспечивает возможность назначения режимов наплавки, формирующих требуемый структурно-фазовый состав наплавленного металла и максимальную износостойкость поверхности детали.

С использованием предложенного комплекса расчетно-технологических мероприятий был проведен анализ 30 типов электродов для ручной дуговой наплавки по ГОСТ 10051-75, 23 марок проволок для механизированной наплавки по ГОСТ 10543-82 и 4 типов порошков для порошковой наплавки и напыления по ГОСТ 21448-75, построены структурные диаграммы для чистого и разбавленного присадочного материала, определены диапазоны погонной мощности, обеспечивающие формирование износостойкого структурно-фазового состояния.

Основные выводы и результаты работы.

1. Разработаны методологические основы формирования износостойкого структурно-фазового состояния в сложнолегированных наплавленных слоях, предназначенных для работы в условиях механического изнашивания за счет регулирования основных параметров наплавочного процесса. Показана возможность прогнозирования типа, состава и количества специальной карбидной фазы в сложнолегированном литом наплавленном металле с учетом влияния температурно-временных условий охлаждения при наплавке.

2. Предложена обобщенная методика определения долевого участия основного и присадочного материалов и температурно-временных условий

охлаждения наплавленного металла для широкого диапазона погонной мощности. Разработаны зависимости для расчета глубины проплавления основного металла и высоты наплавленного слоя. С использованием предложенной методики установлено, что решающее значение на ход структурно-фазовых превращений в наплавленном металле оказывает наплавочный процесс с величиной погонной мощности до 20000 Вт с /см. С целью сокращения математических расчетов при выборе режимов наплавки предложен комплекс номограмм для определения основных характеристик наплавленного слоя.

3. Предложен расчетный подход, позволяющий оценить последовательное вырождение карбидной фазы по мере разбавления сложнолегированного присадочного материала менее легированным металлом детали в процессе многослойной наплавки. Установлены критерии для определения состава, типа и количества выделяющихся карбидов в сложнолегированном литом -наплавленном металле, найденные по соотношениям карбидообразующего элемента к углероду для областей гомогенного существования карбидов разного типа. С использованием полученных значений показана возможность расчета химического состава рационально легированного износостойкого наплавленного металла с заданным для данных условий изнашивания составом, типом и количеством карбидной фазы и содержанием углерода в матрице сплава.

4. Показана возможность прогнозирования структурно-фазового состава матрицы высокоуглеродистого сложнолегированного наплавленного металла, основанная на оценке влияния углерода и легирующих элементов на изменение свободной энергии различных фаз. Предложены математические выражения для расчета изменения свободной энергии твердых растворов на основе различных модификаций кристаллической решетки железа. Предложено оценивать влияния легирующих элементов на устойчивость аустенита по величине энтальпии смешения твердого раствора. С использованием найденных величин разработана диаграмма

структурно-фазового состояния матрицы сложнолегированных высокоуглеродистых наплавочных сплавов.

5. Определены диапазоны изменения химического потенциала углерода в карбидах разного типа с использованием диаграмм состояния Ме-С и закономерностей твердых растворов. Показано, что протяженность диапазона значений изменения химического потенциала углерода тесно связана с карбидообразующей способностью металла, чем шире диапазон изменения химического потенциала углерода, тем больше активность металла в образовании карбидов. Выявлено, что в зависимости от минимального значения изменения химического потенциала углерода последовательность выделения карбидов из твердого раствора по мере охлаждения наплавленного слоя будет следующей: И, 2г, Та, N5, V, Сг, Мо.

6. Разработана методика оценки влияния скорости охлаждения при наплавке на процесс образования различных фаз в углеродистых высоколегированных наплавленных слоях. Предложены расчетные зависимости для определения времени необходимого для полного выделения карбидной фазы в заданных условиях охлаждения при наплавке, количества образующихся карбидов в наплавленном слое при пониженных значениях погонной мощности, дисперсности цементита при разных скоростях охлаждения. Определены критические скорости выделения избыточного феррита, перлита и бейнита в наплавленных слоях с разным содержанием углерода. Определено влияние таких легирующих элементов как Сг, N1, Мп, Б1, Мо, " на скорость диффузии углерода в матрице наплавленного металла.

7. На основе проведенных исследований разработан комплекс структурных диаграмм и определены требования к технологическим режимам наплавки, обеспечивающие получение максимальной износостойкости для наплавочных материалов по ГОСТ 10051-75, ГОСТ 10543-82, ГОСТ 21448-75.

Наиболее важные результаты опубликованы в следующих работах:

1. Липшиц Л.С., Елагина О.Ю., Оптимизация состава наплавленного металла и параметров технологии износостойкой наплавки. Сварочное производство, №8,1992, с. 19-20

2. Елагина О.Ю., Лившиц Л. С. Подход к оптимизации режимов электродуговой наплавки износостойких наплавочных материалов типа 110Х4М7В2СФЮТ. Сборник научных трудов ГАНГ им. И.М.Губкина, Москва, 1994, с. 134-138

3. Елагина О.Ю., Лившиц Л.С, Иванов Г.А. Прогнозирование свойств износостойких наплавочных материалов. Сборник научных трудов ГАНГ им. И.М.Губкина, Москва, 1995, с. 122-126.

3. Лившиц Л.С, Елагина О.Ю., Мальцева М.А. Структурная диаграмма высокоуглеродистых наплавленных слоев. Сварочное производство, №5, 1996, с.9-124.

4. Седых А.Д., Лившиц Л.С, Елагина О.Ю. Обоснованные требования к прочности металла продольного шва газопроводных труб. Газовая промышленность, №9,1997, с.54-56.

5. Седых А.Д., Лившиц Л.С, Елагина О.Ю. Ударная вязкость металла газопроводных труб. Газовая промышленность, №2,1998, с.48-49

6. Владимиров А.И., Елагина О.Ю., Кершенбаум В.Я. Лившиц Л.С и др. Международный справочник-транслятор - Стали для нефтегазового оборудования. Москва, 1998,474 стр.

7. Елагина О.Ю. Международный транслятор-справочник «Электроды для ручной дуговой сварки». Надежность и сертификация оборудования для нефти и газа, №3,2000 г., с.40-41

8. Владимиров А.И., Гинзбург Э.С, Елагина О.Ю., Кершенбаум В.Я. и др. Международный транслятор-справочник - Электроды для ручной дуговой сварки. Москва, 2000 г., 525 стр.

9. Кершенбаум В.Я., Лившиц Л.С., Елагина О.Ю., Прыгаев А.К. и др. Международный транслятор-справочник - Материалы для автоматической дуговой сварки. Москва, 2001,375 стр.

10. Елагина О.Ю., Вышегородцева Г.И. Основные принципы прогнозирования структурно-фазового состава наплавленных слоев, работающих в условиях газоабразивного изнашивания. Надежность и сертификация оборудования для нефти и газа, №1,2001 г., с.48-54

11 Елагина О.Ю. Особенности формирования карбидной фазы в хромоникелевых коррозионно-стойких сталей. Защита окружающей среды в нефтегазовом комплексе, №5,2001 г., с.35-37.

12 Елагина О.Ю., Агеева В.Н. Оценка влияния этапа нагрева термического цикла при лазерной обработке на работоспособность упрочненной поверхности. Надежность и сертификация оборудования для нефти и газа, №1,2003 г., С20-24.

13 Елагина О.Ю., Агеева В.Н. Прогнозирование структурно-фазовых превращений в железоуглеродистых сталях при лазерном упрочнении с позиции термодинамического подхода. Перспективные материалы, №5, 2003 г., стр. 89-93

ЕЛАГИНА Оксана Юрьевна

Регулирование процессов структурообразования при наплавке с целью повышения сопротивляемости механическому изнашиванию

Изд. лиц. № 071941 от 14.07.99. Подписано в печать 28.04.2004. Формат 60x84/16. Бумаг офсетная. Заказ 87/Н. Тираж 100 экз.

Издательство "Институт "ИСПИН", 129272, М., Олимпийский пр-т, д.32

Введение

Глава 1. Анализ факторов, определяющих износостойкость наплавленных слоев.

1.1. Характеристика присадочных материалов, применяемых при 11 наплавке для повышения износостойкости деталей нефтегазового оборудования.

1.2. Анализ условий изнашивания и требований, предъявляемых к 23 поверхностям активно изнашивающихся деталей нефтегазового оборудования, восстанавливаемых методами наплавки.

1.3. Анализ технологических параметров наплавки, 3 2 определяющих износостойкость наплавленного слоя.

1.4. Анализ методов прогнозирования структурно-фазового 38 состава сложнолегированных сплавов.

Выводы по I главе

Цели и задачи работы

Глава 2 Разработка расчетного метода определения характеристик наплавленного слоя, влияющих на структурообразование наплавленного металла

2.1. Разработка расчетной методики определения тепловых 48 процессов в наплавленном слое.

2.2. Определения основных характеристик зоны проплавления, 65 влияющих на структурообразование наплавленного металла.

2.3. Определение основных характеристик наплавленного слоя по 74 параметрам зоны наплавки.

2.4. Экспериментальная проверка основных расчетных 81 характеристик наплавленного слоя.

Выводы по II главе

Глава 3. Разработка расчетной методики определения состава и количества карбидной фазы в наплавленных слоях со значительной долей участия основного металла.

3.1. Определение влияния долевого участия основного и 86 присадочного металлов на строение и состав карбидной фазы в наплавленном слое.

3.2. Определение областей рационального легирования для 97 формирования карбидных фаз в износостойких наплавленных слоях.

3.3. Разработка расчетной методики определения состава и 109 количества карбидных фаз в наплавленных слоях.

3.4. Экспериментальное определение состава карбидных фаз в 114 сложнолегированных сплавах.

Выводы по III главе

Глава 4. Разработка диаграммы структурно-фазового строения матрицы сложнолегированного наплавленного металла.

4.1. Влияние углерода на структурно-фазовое состояние матрицы 127 износостойкого наплавленного слоя в условиях наплавочного процесса.

4.2. Экспериментальные исследования поверхностных слоев с 140 разным содержанием углерода, охлажденных со скоростью больше критической.

4.3. Влияние легирующих элементов на характер структурно- 144 фазовых превращений в матрице наплавленного металла.

4.4. Разработка диаграммы структурно-фазового состояния 155 матрицы сложнолегированных наплавленных слоев.

Выводы по IV главе

Глава 5. Влияние условий охлаждения на формирование структурно-фазового состава наплавленного металла.

5.1 Разработка методики для оценки влияния условий охлаждения при наплавке на выделение карбидных фаз в наплавленном слое.

5.2. Анализ влияния легирующих элементов на термодинамическую активность углерода в карбидах.

5.3. Определение критических скоростей выделения карбидных фаз в наплавленных слоях.

5.4 Определение критических скоростей охлаждения при формировании различных фаз в матрице наплавленного слоя. Выводы по V главе

Глава 6. Оптимизация структурно-фазового состояния наплавленного металла за счет регулирования основных технологических параметров наплавки.

6.1. Рекомендации по регулированию структурно-фазового строения наплавленного металла путем выбора технологических параметров наплавки с целью повешения сопротивляемости механическому изнашиванию

6.2. Исследование влияния состава и количества карбидной фазы на износостойкость наплавленных слоев.

6.3. Оптимизация состава и количества карбидной фазы в сложнолегированных наплавленных слоях.

6.4. Исследование влияния структурно-фазового строения матрицы наплавленного металла на износостойкость поверхности детали.

6.5. Разработка диаграмм структурно-фазового строения износостойких наплавленных слоев.

6.6. Сравнительная оценка износостойкости наплавленных слоев в условиях абразивного изнашивания.

Глава 1. Анализ факторов, определяющих износостойкость наплавленных слоев.

1.1. Характеристика присадочных материалов, применяемых при 11 наплавке для повышения износостойкости деталей нефтегазового оборудования.

1.2. Анализ условий изнашивания и требований, предъявляемых к 23 поверхностям активно изнашивающихся деталей нефтегазового оборудования, восстанавливаемых методами наплавки.

1.3. Анализ технологических параметров наплавки, 32 определяющих износостойкость наплавленного слоя.

1.4. Анализ методов прогнозирования структурно-фазового 38 состава сложнолегированных сплавов.

Выводы по I главе 44

Цели и задачи работы 46

Глава 2 Разработка расчетного метода определения характеристик 48 наплавленного слоя, влияющих на структурообразование наплавленного металла

2.1. Разработка расчетной методики определения тепловых 48 процессов в наплавленном слое.

2.2. Определения основных характеристик зоны проплавления, 65 влияющих на структурообразование наплавленного металла.

2.3. Определение основных характеристик наплавленного слоя по 74 параметрам зоны наплавки.

2.4. Экспериментальная проверка основных расчетных 81 характеристик наплавленного слоя.

Выводы по II главе 84

Глава 3. Разработка расчетной методики определения состава и количества карбидной фазы в наплавленных слоях со значительной долей участия основного металла.

3.1. Определение влияния долевого участия основного и 86 присадочного металлов на строение и состав карбидной фазы в наплавленном слое.

3.2. Определение областей рационального легирования для 97 формирования карбидных фаз в износостойких наплавленных слоях.

3.3. Разработка расчетной методики определения состава и 109 количества карбидных фаз в наплавленных слоях.

3.4. Экспериментальное определение состава карбидных фаз в 114 сложнолегированных сплавах.

Выводы по III главе 126

Глава 4. Разработка диаграммы структурно-фазового строения 127 матрицы сложнолегированного наплавленного металла.

4.1. Влияние углерода на структурно-фазовое состояние матрицы 127 износостойкого наплавленного слоя в условиях наплавочного процесса.

4.2. Экспериментальные исследования поверхностных слоев с 140 разным содержанием углерода, охлажденных со скоростью больше критической.

4.3. Влияние легирующих элементов на характер структурно- 144 фазовых превращений в матрице наплавленного металла.

4.4. Разработка диаграммы структурно-фазового состояния 155 матрицы сложнолегированных наплавленных слоев.

Выводы по IV главе 163

Глава 5. Влияние условий охлаждения на формирование структурно-фазового состава наплавленного металла.

5.1 Разработка методики для оценки влияния условий охлаждения 165 при наплавке на выделение карбидных фаз в наплавленном слое.

5.2. Анализ влияния легирующих элементов на 178 термодинамическую активность углерода в карбидах.

5.3. Определение критических скоростей выделения карбидных 209 фаз в наплавленных слоях.

5.4 Определение критических скоростей охлаждения при 216 формировании различных фаз в матрице наплавленного слоя.

Выводы по V главе 225

Глава 6. Оптимизация структурно-фазового состояния 228 наплавленного металла за счет регулирования основных технологических параметров наплавки.

6.1. Рекомендации по регулированию структурно-фазового 227 строения наплавленного металла путем выбора технологических параметров наплавки с целью повешения сопротивляемости механическому изнашиванию

6.2. Исследование влияния состава и количества карбидной фазы 234 на износостойкость наплавленных слоев.

6.3. Оптимизация состава и количества карбидной фазы в 241 сложнолегированных наплавленных слоях.

6.4. Исследование влияния структурно-фазового строения 274 матрицы наплавленного металла на износостойкость поверхности детали.

6.5. Разработка диаграмм структурно-фазового строения 290 износостойких наплавленных слоев.

6.6. Сравнительная оценка износостойкости наплавленных слоев в условиях абразивного изнашивания.

Выводы по работе 336

Литература 338

Приложение 352

Введение

Одним из признанных средств повышения срока службы деталей машин является наплавка, применение которой особенно эффективно для увеличения износостойкости поверхностей, работающих в условиях контакта с абразивом. Высокая сопротивляемость наплавленных слоев действию изнашивающих нагрузок, отсутствие необходимости в дополнительной термической обработке, возможность получения слоев с заданными свойствами и химическим составом, делают наплавку одним из самых распространенных методов повышения долговечности и износостойкости деталей нефтегазового оборудования.

Для восстановления деталей, работающих в условиях интенсивного изнашивания, используется большая группа наплавочных материалов. Действующие в настоящее время ГОСТы включают в себя 30 типов электродов для ручной дуговой наплавки (ГОСТ 10051-75), 23 марки проволок для механизированной наплавки (ГОСТ 10543-82) и 4 типа порошков для порошковой наплавки и напыления (ГОСТ 21448-75). Износостойкие наплавочные материалы представляют собой высоколегированные, дорогостоящие сплавы и вопрос их рационального использования и обеспечения максимальной износостойкости имеет большое значение.

ГОСТы и техническая документация на наплавочные материалы, как правило, регламентируют свойства наплавленного металла, химический состав которого максимально приближен к присадочному материалу. Подобное сохранение исходных характеристик при реализации конкретных случаев наплавки как изношенных, так и новых деталей практически не достигается, так как требует нанесения на поверхность не менее трех слоев. Анализ активно изнашивающихся деталей, восстанавливаемых методами электродуговой наплавки, показывает, что характерные величины износа деталей нефтегазового оборудования определяет применение однослойной или реже двухслойной наплавки. Создание слоев с малым количеством проходов приводит к значительному изменению исходных характеристик присадочного материала и как следствие изменение его структурно-фазового состава и износостойкости. При изготовлении таких слоев особую роль наряду с выбором наплавочного материала приобретают и параметры самого наплавочного процесса.

Известно, что износостойкость поверхности в условиях механического изнашивания, определяется в первую очередь ее структурно-фазовом составом. Для каждого вида изнашивания характерно определенное сочетание структурно-фазовых составляющих, обеспечивающих максимальную износостойкость поверхности. Наплавочный процесс оказывает решающее воздействие на ход структурно-фазовых превращений в наплавленном металле. Широкое изменение химического состава наплавленного слоя в зависимости от долевого участия основного и присадочного материалов, высокая температура нагрева и большой диапазон скоростей охлаждения при наплавке приводит к формированию различных структурно-фазовых состояний в поверхностном слое, выполненном одним и тем же наплавочным материалом. Экспериментальные исследования, проводимые для выбора оптимальных технологических параметров наплавки в каждом конкретном случае восстановления, трудоемки и дорогостоящи. Большой перечень наплавочных материалов, используемых для износостойкой наплавки, делает их проведение еще более затруднительным. В связи с этим целью настоящей работы является разработка расчетного метода прогнозирования структурно-фазового состава наплавленного металла, обеспечивающего возможность назначения обоснованных технологических режимов наплавки, способствующих достижению заданного уровня износостойкости наплавленного слоя.

Влияние наплавочного процесса на ход структурно-фазовых превращений в наплавленном металле наиболее сильно зависит от двух его параметров. В первую очередь это долевое участие основного и присадочного материалов^определяющее химический состав наплавленного металла. Затем - параметры охлаждения, характеризующие наличие или отсутствие условий для формирования требуемых износостойких фаз. Для определения этих параметров в зависимости от режимов наплавки была разработана методика расчета характеристик наплавленного слоя, влияющих на его структурообразование. Полученные графические зависимости основных параметров наплавочного процесса от погонной мощности источника нагрева, позволяют определить их значения для любых сочетаний режимов наплавки. Сопоставление расчетных и экспериментальных данных показало, что точность получаемых значений составляет 90-95%.

Изменение химического состава наплавленного металла вследствие разбавления высокоуглеродистого высоколегированного присадочного материала, менее легированным металлом детали, в первую очередь сказывается на образовании специальной карбидной фазы. Специальные карбиды являются важнейшей фазовой составляющей износостойкого наплавленного слоя. Их выделение тесно связано с соотношением содержания карбидообразующего металла к углероду в наплавленном металле. Анализ тройных диаграмм Fe-Me-C позволил выделить критические значения этого соотношения, определяющие границы области формирования карбидов Ti, Zr, Nb, V, Та, Mo, W, Сг. На основе использования полученных критических значений была разработана методика расчета состава и количества специальной карбидной фазы, образующей в наплавленном металле с заданной степенью разбавления присадочного материала основным. Экспериментальная проверка предложенной методики показала, что предложенный подход к определению состава карбидной фазы обеспечивает возможность оценки не только состава, но и типа выделяющихся карбидов непосредственно по химическому составу наплавленного металла.

Выделение специальных карбидов в наплавленном металле происходит в высокотемпературном аустенитном состоянии и вызывает значительное обеднение матрицы сплава легирующими элементами и углеродом. В тоже время матрица износостойкого металла является важной составляющей, определяющей его способность противостоять воздействию абразива. Прогнозирование ее структурно-фазового состояния определяет необходимость разработки специальной диаграммы, позволяющей оценить ее строение непосредственно по содержанию легирующих элементов и углерода, оставшихся в матрице сплава после выделения специальных карбидов и цементита. Первоочередную роль в формировании структурно-фазового состава матрицы сплава играет углерод. В зависимости от содержания углерода зафиксированного в твердом растворе на момент окончания процесса охлаждения наплавленного слоя, становится возможным формирование различных метастабильных структур. Проведенный анализ изменения свободной энергии твердых растворов железо-углерод на базе различных модификациях кристаллической решетки железа позволил выделить диапазоны углерода, обеспечивающие условия для протекания мартенситного или промежуточного превращения или сохранения аустенита. Экспериментальные исследования поверхностных слоев с разным содержанием углерода, зафиксированным в матрице сплава за счет обработки лазерным лучом, подтвердили правильность полученных диапазонов. Влияние легирующих элементов на структурно-фазовое строение матрицы сплава оценивалось по величине изменения энтальпии смешения твердого раствора, найденной из анализа диаграмм состояния Fe-Ме. На основе найденных значений была построена диаграмма структурно-фазового строения матрицы наплавленного слоя, содержащей до 2,0% углерода и до 35% легирующих элементов.

Формирование различных фаз в наплавленном металле невозможно оценить без учета скоростей охлаждения. Возможность выделения большинства фаз в износостойких наплавленных слоях связана с перераспределением углерода, что требует анализа процессов диффузии. На основе анализа изменения термодинамической активности углерода в карбидах разного типа была разработана методика расчета критических скоростей выделения карбидных фаз в наплавленных слоях. Выделение различных фаз в матрице сплава также характеризуется диффузией углерода. На основе анализа количества углерода^ перемещенного в твердом растворе при выделении феррита, перлита и бейнита,были определены критические скорости формирования этих фаз в матрице наплавленного слоя. Сопоставление полученных результатов расчета с данными структурных диаграмм, полученных для зоны термического влияния сварных швов, позволили подтвердить правильность полученных значений.

Использование предложенного комплекса расчетно-технологических мероприятий позволило разработать рекомендации по регулированию структурно-фазового строения наплавленного металла путем выбора технологических параметров наплавки с целью повешения сопротивляемости механическому изнашиванию. С использованием предложенных рекомендаций можно определить параметры наплавки, обеспечивающие выделение требуемого состава и количества карбидной фазы, рассчитать режимы наплавки для обеспечения требуемого структурно-фазового состояния наплавленного слоя, произвести выбор присадочного материала для обеспечения максимальной износостойкости наплавленного слоя. Проведенные экспериментальные исследования влияния состава и количества карбидной фазы на износостойкость наплавленных слоев в условиях абразивного изнашивания, подтвердили роль специальных карбидов в обеспечении износостойкости поверхности детали. Сопоставление экспериментальных данных с данными расчета в соответствии с предложенной методикой, подтвердило возможность' проведения этого анализа для других наплавочных материалов без осуществления дополнительных экспериментальных исследований. Экспериментальные исследования влияния скорости охлаждения на структурно-фазовое строение наплавленного металла позволили определить диапазон погонной мощности, обеспечивающий максимальную износостойкость наплавленного металла. Структурные диаграммы для рассмотренных наплавочных материалов, полученные расчетным путем, подтвердили правильность предложенного диапазона. С использованием предложенных закономерностей был разработан комплекс диаграмм для большинства износостойких наплавочных материалов и определены диапазоны погонной мощности при наплавке, обеспечивающие максимальную износостойкость наплавленного металла. Произведена оценка предельно допустимого разбавления присадочного материала, с учетом сохранения требуемого состава и количества карбидной фазы.

Выводы по работе.

1. Разработаны методологические основы формирования износостойкого структурно-фазового состояния в сложнолегированных наплавленных слоях, предназначенных для работы в условиях механического изнашивания за счет регулирования основных параметров наплавочного процесса. Показана возможность прогнозирования типа, состава и количества специальной карбидной фазы в сложнолегированном литом наплавленном металле с учетом влияния температурно-временных условий охлаждения при наплавке.

2. Предложена обобщенная методика определения долевого участия основного и присадочного материалов и температурно-временных условий охлаждения наплавленного металла для широкого диапазона погонной мощности. Разработаны зависимости для расчета глубины проплавления основного металла и высоты наплавленного слоя. С использованием предложенной методики установлено, что решающее значение на ход структурно-фазовых превращений в наплавленном металле оказывает наплавочный процесс с величиной погонной мощности до 20000 Вт с /см. С целью сокращения математических расчетов при выборе режимов наплавки предложен комплекс номограмм для определения основных характеристик наплавленного слоя.

3. Предложен расчетный подход, позволяющий оценить последовательное вырождение карбидной фазы по мере разбавления сложнолегированного присадочного материала менее легированным металлом детали в процессе многослойной наплавки. Установлены критерии для определения состава, типа и количества выделяющихся карбидов в сложнолегированном литом наплавленном металле, найденные по соотношениям карбидообразующего элемента к углероду для областей гомогенного существования карбидов разного типа. С использованием полученных значений показана возможность расчета химического состава рационально легированного износостойкого наплавленного металла с заданным для данных условий изнашивания составом, типом и количеством карбидной фазы и содержанием углерода в матрице сплава.

4. Показана возможность прогнозирования структурно-фазового состава матрицы высокоуглеродистого сложнолегированного наплавленного металла, основанная на оценке влияния углерода и легирующих элементов на изменение свободной энергии различных фаз. Предложены математические выражения для расчета изменения свободной энергии твердых растворов на основе различных модификаций кристаллической решетки железа. Предложено оценивать влияния легирующих элементов на устойчивость аустенита по величине энтальпии смешения твердого раствора. С использованием найденных величин разработана диаграмма структурно-фазового состояния матрицы сложнолегированных высокоуглеродистых наплавочных сплавов.

5. Определены диапазоны изменения химического потенциала углерода в карбидах разного типа с использованием диаграмм состояния Ме-С и закономерностей твердых растворов. Показано, что протяженность диапазона значений изменения химического потенциала углерода тесно связана с карбидообразующей способностью металла, чем шире диапазон изменения химического потенциала углерода, тем больше активность металла в образовании карбидов. Выявлено, что в зависимости от минимального значения изменения химического потенциала углерода последовательность выделения карбидов из твердого раствора по мере охлаждения наплавленного слоя будет следующей:Ti, Zr, Та, Nb, V, Сг, W, Mo.

6. Разработана методика оценки влияния скорости охлаждения при наплавке на процесс образования различных фаз в углеродистых высоколегированных наплавленных слоях. Предложены расчетные зависимости для определения времени необходимого для полного выделения карбидной фазы в заданных условиях охлаждения при наплавке, количества образующихся карбидов в наплавленном слое при пониженных значениях погонной мощности, дисперсности цементита при разных скоростях охлаждения. Определены критические скорости выделения избыточного феррита, перлита и бейнита в наплавленных слоях с разным содержанием углерода. Определено влияние таких легирующих элементов как Cr, Ni, Мл, Si, Mo, W на скорость диффузии углерода в матрице наплавленного металла.

7. На основе проведенных исследований разработан комплекс структурных диаграмм и определены требования к технологическим режимам наплавки, обеспечивающие получение максимальной износостойкости для наплавочных материалов по ГОСТ 10051-75, ГОСТ 10543-82, ГОСТ 21448-75.

1.S., Pradhan R. "Kinetics and thermodynamics of martensite transformation in athermal Fe-C-Ni-Cr alloys" - в кн. Мартенситное превращение. - Киев: Наукова думка, 1978, - с.219-223.

2. Dinsdale А.Т. "SGTE Data for Pure Elements".// Calphad. 1991 - т. 15, №4-с.317-450.

3. Hultgren R., Desai P.D., Hawking D.T. Selected valuesof thermodinamic properties of binary alloys. 1973 - IX

4. Аксенова Н.Г. Некоторые вопросы оптимизации технологического процесса. // Сварочное производство. 1990, - №1, - с.22.

5. Акулов А.И. Технология и оборудование сварки плавлением, М: Машиностроение, 1977 - 432 с.

6. Антонов В.А. Наплавка вырубных штампов холодной штамповки. -в кн.: Теоретические и технологические основы наплавки Киев: 1981 -с.38-40.

7. Бартенев И.А., Гладкий П.В. Некоторые свойства наплавленных быстрорежущих сталей — в кн.: Теоретические и технологические основы наплавки Киев: 1981 - с.21-29.

8. Белов Ю.М. Оптимизация технологии автоматической наплавки электродной лентой под флюсом Л.: ЛДНТ, 1982 - 20с.

9. Белоусов Ю.В. Оценка эффективности воздействия электрических параметров при плавлении электродов.// Сварочное производство. 1991, №2 - с.35-37.

10. Бенуа Ф.Ф., Кологривов В.И. Расчет режимов наплавки под флюсом стальных цилиндрических деталей проволокой малого диаметра Л.: Знание, 1973. - 28 с.

11. Билык Г.В. Влияние режимов наплавки самозащитной порошковой проволокой на состав наплавленного металла. // Автоматическая сварка. -1980 №10 - с.71.

12. Бокштейн С.З. Строение и свойства металлических сплавов М.: Металлургия, 1971. - 495 с.

13. Буки А.А. Расчет химического состава наплавленного металла при сварке покрытыми электродами.// Сварочное производство — 1991 №5 -с.32-34.

14. Ватолин Н.А., Моисеев Г.К., Трусов Б.Г. Термодинамическое моделирование в высокотемпературных неорганических системах М.: Металлургия, 1994. - 352 с.

15. Взаимодействие углерода с тугоплавкими металлами / под ред. Самсонова Г.В. М.: Металлургия, 1974 - 288 с.

16. Виноградов В.Н., Лившиц Л.С., Платова С.Н. и др. Возможности повышения стойкости оборудования против газоабразивного изнашивания путем создания оптимальной структуры стали.// Изв. Вузов «Нефть и газ». — 1982.-№4.-с.75-78.

17. Виноградов В.Н., Платова С.Н., Лившиц Л.С. и др. Некоторые вопросы механизма разрушения сталей в условиях газоабразивного изнашивания.//Трение и износ. т.1 - 1980.-№4.-с.656-661.

18. Виноградов В.Н., Сорокин Г.М. Механическое изнашивание сталей и сплавов. М.: Недра, 1996. - 364 с.

19. Виноградов В.Н., Сорокин Г.М., Албагачиев А.Ю. Изнашивание при ударе-М.: Машиностроение, 1982. 191 с.

20. Виноградов В.Н., Сорокин Г.М., Колокольников М.Г. Абразивное изнашивание. -М.Машиностроение, 1990.-224 с.

21. Виноградов В.Н., Сорокин Г.М. Доценко В. А. Абразивное изнашивание бурового инструмента-М.: Недра, 1980. 202 с.

22. Виноградов В.Н. Сорокин Г.М. Износостойкость сталей и сплавов -М.: Нефть и газ, 1994. 417 с.

23. Войнов Б.А. Износостойкие сплавы и покрытия. М.: Машиностроение, 1980. - 120 с.

24. Ветер В.В., Сарычев И.С., Самойлов М.И. Выбор технологического варианта наплавки опорных валков.//Сварочное производство 1990. - №9 -с.6-7.

25. Ворновицкий И.Н. Электроды с железным порошком в покрытии. -М.: РНТСО, 2000. 78 с.

26. Воронин Г.Ф. в сб.Математические проблемы фазовых равновесий»

27. Вышегородцева Г.И. Прогнозирование структурно-фазового состава карбидосодержащих наплавленных износостойких слоев деталей газопромыслового оборудования. Автореф. дис. к-та техн. наук. М.: 2001. 22 с.

28. Герасимов Я.И., Крестовников А.Н., Шахов А.С. Химическая термодинамика в цветной металлургии. Т.З- М.: Металлургия, 1963. 283 с.

29. Гольдшмидт Х.Дж. Сплавы внедрения. М.: Мир, 1971. - 461 с.

30. Гольдштейн М.И., Грачев С.В., Векслер Ю.Г. Специальные стали. М.: Металлургия, 1985. 408 с.

31. ГОСТ 10051-75 «Покрытые электроды для наплавки поверхностных слоев с особыми свойствами»

32. ГОСТ 10543-82 «Проволока наплавочная стальная»

33. ГОСТ 21448-75 «Порошки из сплавов для наплавки»

34. Грабин В.Ф. Металловедение сварки плавлением Киев: Наукова думка, 1982. - 414 с.

35. Гривняк И. Свариваемость сталей. М.Машиностроение, 1984. -215 с.

36. Григорьянц А.Г. Основы лазерной обработки материалов. М.: Машиностроение, 1989. - 304 с.

37. Гринберг Н.А., Арабей А.Б. Износостойкие наплавочные материалы для упрочнения трущихся поверхностей в условиях абразивного и газоабразивного изнашивания// Сварочное производство 1992.- №5 -с.7-9

38. Гринберг Н.А., Куркумелли Э.Г., Калинин JI.H. и др. Износостойкость различных наплавочных сплавов, эксплуатируемых вусловиях абразивного изнашивания в воде. // Сварочное производство -1990.-№4.- с. 19-21.

39. Гудремон Э. Специальные стали. Т.1 М.: Металлургиздат, 1959. -952 с.

40. Гуревич В.И. Расчет эффективности плавления основного металла.//Сварочное производство 1984. - №5 - с. 1-2.

41. Гусев А.И., Рапель А.А. Термодинамика струткурных вакансий в нестехиометрических фазах внедрения Свердловск: УНЦ АН СССР 1987.114 с.

42. Данильченко Б.В. Выбор износостойкого наплавленного металла для работы в условиях абразивного изнашивания.// Сварочное производство -1992.-№5.- с.31-32.

43. Дж. Кристиан Теория превращений в металлах и сплавах т.1, Мир, 1978.- 806 с.

44. Диаграммы состояния двойных металлических систем. Т.1. под ред. Лякишева Н.П. М.: Машиностроение, 1996. - 992 с.

45. Елагина О.Ю. Особенности формирования карбидной фазы в хромоникелевых коррозионно-стойких сталей // Защита окружающей среды в нефтегазовом комплексе 2001. - №5 - с.35-37.

46. Елагина О.Ю., Агеева В.Н. Оценка влияния этапа нагрева термического цикла при лазерной обработке на работоспособность упрочненной поверхности. // Надежность и сертификация оборудования для нефти и газа. 2003.- №1- с. 12-17.

47. Елагина О.Ю., Агеева В.Н. Прогнозирование структурно-фазовых превращений в железоуглеродистых сталях при лазерном упрочнении с позиции термодинамического подхода. //Перспективные материалы.- 2003.-№5- с. 89-93.

48. Елагина О.Ю., Вышегородцева Г.И. Основные принципы прогнозирования структурно-фазового состава наплавленных слоев,работающих в условиях газоабразивного изнашивания. //Надежность и сертификация оборудования для нефти и газа.- 2001.- №1- с.48-54.

49. Елагина О.Ю., Лившиц JI.C. Оптимизация состава наплавленного металла и параметров технологии износостойкой наплавки.// Сварочное производство.-1992.- №8- с. 19-20

50. Елагина О.Ю., Лившиц Л.С., Мальцева М.А. Структурная диаграмма высокоуглеродистых наплавленных слоев.// Сварочное производство.-1996.-№5- с.9-12

51. Ерохин А. А. Кинетика металлургических процессов дуговой сварки.- М.: Машиностроение, 1964.- 253 с.

52. Ерохин А.А. Основы сварки плавлением М.: Машиностроение, 1973.- 448 с.

53. Екобори Т.Е. Физика и механика разрушения и прочности твердых тел. М.: Металлургия, 1971.- 264 с.

54. Ершов Г.С., Бычков Ю.Б. Физико-химические основы рационального легирования сталей и сплавов М: Металлургия , 1982.- 360 с.

55. Жайнаков А., Лелевкин В.М., Мечев B.C. Электрическая дуга -генератор низкотемпературной плазмы Бишкек: Илим, 1991.- 440 с.

56. Житнов С.В., Н.Г.Давыдов, С.Г.Братчиков Высокомарганцевые стали М.: Металлургия, 1995.- 302 с.

57. Жуков А.А. Геометрическая термодинамика сплавов железа. М.: Машиностроение, 1979.- 232 с.

58. Журба В.Т. Оптимизация параметров наплавки бандажей вращающихся аппаратов.// Сварочное производство.- 1984,- №7.- с. 14.

59. Ивановский В.Н., Дарищев В.И., Николаев Н.М. Оборудование для добычи нефти и газа: в 2 т. М.: ВНИИОЭНГ, 2001.- 304 с.

60. Кауфман Л.«Стабильность кристаллических решеток переходных металлов» /в кн. Устойчивость фаз в металлических сплавах, М.- 1970-с.134-161.

61. Качурина О.И. Термодинамика фазовых превращений в металлических сплавах, содержащих углерод. Автореф. дис. к-та техн. наук. Свердловск.-2001.- 25 с.

62. Комаров А.И., Ходаков В.Д., Зубченко А.С. Влияние параметров режима электродуговой наплавки на геометрические размеры валиков, наплавленных на вертикальную поверхность.// Сварочное производство.-1981.-№12.- с.31-33.

63. Кравцев Т.Г. Инженерный метод расчета температурных полей при наплавке цилиндров точечным источником нагрева.// Сварочное производство.- 1981.- №6.- с.6.

64. Кравцов Т.Г. Инженерный метод расчета температурных полей при наплавке цилиндров точечным источником нагрева.// Сварочное производство.- 1981.- №6.- с.6.

65. Крагельский И.В., Добычин М.Н., Комбалов B.C. Основы расчетов на трение и износ М.: Машиностроение, 1977.- 526 с.

66. Крестовников А.Н., Вигдорович В.Н. Химическая термодинамика. -М.: Металлургия, 1973.- 256 с.

67. Криштал М.А. Механизм диффузии в железных сплавах М.: Металлургия, 1972.- 400 с.

68. Кузнецов Л.Д. Геометрические характеристики валика при наплавке порошковой лентой под флюсом.// Автоматическая сварка.- 1980.- №9.- с.7.

69. Курдюмов Г.В., Утевский J1.M., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали М.: Наука, 1977.- 236 с.

70. Ланская A.M. Жаропрочные стали М.-.Металлургия, 1977.- 210 с.

71. Лариков Л.Н., Рябов В.Р., Фальченко В.М. Диффузионные процессы в твердой фазе при сварке.- М.Машиностроение, 1975.- 192 с.

72. Латников Л.Н. Тепловые свойства металлов и сплавов.- Киев: Наукова думка, 1985.-437 с.

73. Ленивкин В.А. Технологические свойства сварочной дуги в защитных газах. -М.: Машиностроение, 1989.- 263 с.

74. Лившиц Л.С. Металловедение для сварщиков М.: Машиностроение , 1979.- 253 с.

75. Лившиц Л.С. Наплавочные материалы и технология наплавки для повышения износостойкости и восстановления деталей машин.// Сварочное производство 1990.- №1.- с. 15-17.

76. Лившиц Л.С., Гринберг Н.А., Куркумелли В.И. Основы легирования наплавленного металла. Абразивный износ. М.: Машиностроение, 1969.186 с.

77. Лившиц Л.С., Елагина О.Ю. Подход к оптимизации режимов электродуговой наплавки износостойких наплавочных материалов типа 110Х4М7В2СФЮТ./ в кн. Сборник научных трудов ГАНГ им. И.М.Губкина.- Москва, 1994.- с. 134-138

78. Лившиц Л.С., Елагина О.Ю., Иванов Г.А. Прогнозирование свойств износостойких наплавочных материалов./ Сборник научных трудов ГАНГ им. И.М.Губкина, Москва, 1995.- с. 122-126.

79. Лившиц Л.С., Кушеков А.У., Левин С.М. Износостойкость наплавленного металла с различными принципами упрочнения в условиях ударно-абразивного воздействия.// Трение и износ.-t.VII.- 1986.- №2.-с.365-371.

80. Лившиц Л.С., Левин С.М. Стали для оборудования нефтяной и газовой промышленности. М.: Недра, 1995.- 286 с.

81. Лившиц Л.С., Мищенко А.Н., Левин С.М. Условия устойчивости против ударно-абразивного изнашивания нестабильно-аустенитных хромомарганцевых сталей.// Труды ин-та МИНХ и ГП им.И.М.Губкина.-1985.-№195.-с. 17-22.

82. Лившиц Л.С., Хакимов А.Н. Металловедение сварки и термическая обработка сварных соединений М.: Машиностроение, 1989.- 336 с.

83. Лившиц Л.С., Червяков И.Б., Левин С.М. Использование износостойких материалов с целью повышения долговечностигазопромыслового оборудования./ в кн.: Теоретические и технологические основы наплавки, -Киев, 1981.- с.86-89.

84. Лужанский И.Б. Прогрессивные способы наплавки. М.: Машиностроение, 1984,- 55 с.

85. Любов Б.Я. Кинетическая теория фазовых превращений -М.:Металлургия, 1969.- 263 с.

86. Мазель А.Г. Технологические свойства электросварочной дуги. М, Машиностроение, 1969.-178 с.

87. Макаров Э.Л. Холодные трещины при сварке легированных сталей -М.Машиностроение, 1981.- 248 с.

88. Матющенко Н.Н. Кристаллические структуры двойных соединений.- М.: Металлургия, 1969.- 304 с.

89. Международный транслятор «Стали для нефтегазового оборудования»./ под ред. Кершенбаума В .Я. М.: Наука и Техника, 1998.474 с.

90. Международный транслятор-справочник «Материалы для автоматической дуговой сварки»./ под ред. Кершенбаума В.Я.- М.:Наука и Техника, 2001.- 375 стр.

91. Международный транслятор-справочник «Электроды для ручной дуговой сварки»./ под ред. Кершенбаум В.Я.- М.:, Наука и Техника, 2000. -525 стр.

92. Меликов B.C. Многоэлектродная наплавка. М.: Машиностроение, 1988.- 143 с.

93. Металловедение и термическая обработка стали, Справочник в 2-х т.- М.: Металлургия, 1961.

94. Металлография железа. Справочник в 3-х т. М.: Металлургия, 1972.

95. Мирзаев Д.А., Счастливцев В.М., Тайзетдинова А.Г. -Термодинамика мартенситного превращения в сплавах Fe-C. // ФММ -1987.- т.63.- вып.5- с943-950.

96. Могутнов Б.М., Томилин И.А., Шварцман Л.А. Термодинамика железо-углеродистых сплавов. -М.: Металлургия, 1972 .- 328 с.

97. Могутнов Б.М., Томилин И.А., Шварцман JI.A. Термодинамика железоуглеродистых сплавов. М.:Металлургия, 1984. - 356 с.

98. Молодык Н.В., Зенкин А.С. Восстановление деталей машин. М.: Машиностроение, 1989.- 480 с.

99. Основы трибологии / под ред. Чичинадзе А.В. М.: Машиностроение, 2001.- 663 с.

100. Пащенко М.А., Фрумин Е.И. Наплавка породоразрушающего инструмента./ в кн.: Теоретические и технологические основы наплавки.-Киев, 1981.- с.65-76.

101. Пименова О.В. Разработка метода прогноза структуры и фазового состава износостойких наплавленных слоев с карбидным и карбоборидным упрочнением./ Автореф. дис. к-татехн. наук., Екатеринбург, 1999.

102. Полищук Г.Н. Разработка технологии износостойкой наплавки при ремонте деталей подвижного состава метрополитена, /в кн.: Славяновские чтения. Москва, 2000.- с.42-47.

103. Попов B.C., Пугачев Г. А., Осипов М.Ю. Исследование износостойкости материалов в условиях абразивного изнашивания при повышенных температурах./ в кн.: Теоретические и технологические основы наплавки.- Киев, 1981.- с.80-84.

104. Попова J1.E., Попов А.А. Диаграммы превращения аустенита в сталях и бета-растворах в сплавах титана. М.:Металлургия, 1991.-503 с.

105. Породин A.M., Черкасская Л.П. Износостойкие наплавочные материалы и методы их наплавки М.: НИИМАШ, 1983.- 48 с.

106. Потак Я.М. Высокопрочные стали. М.: Металлургия, 1972.- 208 с.

107. Потапьевский А,Г. Сварка в защитных газах плавящимся электродом. М.: Машиностроение, 1974.- 238 с.

108. Размышляев JI. Д. Оптимизация программируемых параметров режимов сварки стыковых соединений металла большой толщины. // Сварочное производство.- 1989.- №5.- с.11-12.

109. Розенберг М.Г., Поздеев Г.А. Определение основных параметров режимов плазменно-порошковой наплавки.// Сварочное производство -1989.- №12.- с.5-6.

110. Рыкалин Н.Н. Расчеты тепловых процессов при сварке. М.: Машгиз, 1951.- 296 с.

111. Рыкалин Н.Н., Углов А.А., Кокора А.Н. Лазерная обработка материалов — М.: Машиностроение, 1975.- 296 с.

112. Садовский В.Д., Счастливцев В.М. Лазерный нагрев и структура стали Свердловск, 1989.- 100 с.

113. Сафонов А.Н. Изучение структуры и твердости поверхности железоуглеродистых сплавов после их оплавления лазерным излучением.//Металловедение и термическая обработка металлов. 1999.-№1.

114. Сафонов А.Н. Структура и микротвердость поверхностных слоев железоуглеродистых сплавов после лазерной закалки// Металловедение и термическая обработка металлов. — 1996.- №2,

115. Седых А.Д., Лившиц Л.С , Елагина О.Ю. Ударная вязкость металла газопроводных труб. //Газовая промышленность. 1998.-№2.- с.48-49.

116. Седых А.Д., Лившиц Л.С. Елагина О.Ю. Обоснованные требования к прочности металла продольного шва газопроводных труб.// Газовая промышленность,- №9.- 1997.- с.54-56.

117. Сидоров А.И. Восстановление деталей машин напылением и наплавкой.- М.Машиностроение, 1987.- 187 с.

118. Сорокин Г.М. Трибология сталей и сплавов М.: Недра, 2000.- 317с.

119. Сорокин Г.М., Григорьев С.П. О природе ударно-абразивного изнашивания. // Проблемы прочности.- 1991.- №4.- с.73-76.

120. Стали для нефтегазового оборудования, /под ред. Кершенбаума В.Я., Ремизова В.В.- М.: Наука и техника, 1998.- 476 с.

121. Сущенко С.А., Шмелев А.В., Коршиков JI.A. и др. Моделирование влияния структурных факторов на износостойкость наплавленных сплавов. //Сварочное производство 1989.- №2.- с.37-39.

122. Счастливцев В.М., Мирзаев Д,А., Яковлев И.Л. Структура термически обработанной стали. М.: Металлургия, 1994,- 287 с.

123. Теория сварочных процессов. / под ред. Фролова В.В.- М.: Высшая школа, 1988.- 559 с.

124. Тененбаум М.М. Сопротивление абразивному изнашиванию.-М.: Машиностроение, 1976.-270 с.

125. Термодинамические свойства неорганических веществ. -М.:Металлургия, 1965.

126. Технология электрической сварки металлов и сплавов плавлением./ под ред. Б.Е. Патона- М.: Машиностроение, 1974.- 768 с.

127. Тиходеев Г.М. Энергетические свойства электросварочной дуги. -М.: Изд-во АН СССР, 1971.- 254 с.

128. Тот Л. Карбиды и нитриды переходных металлов. -М. :Металлургия,

129. Турганин А.Г. Термодинамика тугоплавких карбидов. -М.: Металлургия,

130. Федосов А.И., Федосов С.А. Компьютерная программа для расчета параметров термического цикла при импульсном поверхностном нагреве твердого тела.//Металловедение и термическая обработка металлов. 2001.-№12.

131. Фромм Е., Е.Гебхардт Газы и углерод в металлах М.: Металлургия, 1980.- 712 с.

132. Хакимов А.Н., Дарьяваш Н.Г. Методика расчета с помощью вычислительного комплекса на базе микро-ЭВМ кинетических параметровфазовых превращений аустенита при сварке.// Сварочное производство -1986.-№11.- с.12-14.

133. Хасуи А., Моригаки О. Наплавка и напыление. М.: Машиностроение, 1985.- 239 с.

134. Хачатурян А.Г. Теория фазовых превращений и структура твердых растворов. М.: Наука, 1974.- 383 с.

135. Хоменко А.О. Прогнозирование методами термодинамики фазового состава конструкционных сталей с добавками карбидообразующих элементов/ Автореф. дис. к-та техн. наук. Екатеринбург, 1994.

136. Хорн Ф. Атлас структур сварных соединений М.: Металлургия, 1977.- 288 с.

137. Хоч М.М. Влияние энергии взаимодействия дефектов на стабильность фаз внедрения./ в кн.: Устойчивость фаз в металлах и сплавах.-М, 1970.- с.356-367.

138. Хрущев М.М., Бабичев М.А Износостойкость и структура твердых наплавок-М.: Машиностроение, 1971.- с.91

139. Хрущев М.М., Бабичев М.А. Абразивное изнашивание М.: Наука, 1970.- 251 с.

140. Цирлин A.M. Оптимальное управление технологическими процессами. М.: Энергоиздат, 1986.- 399 с.

141. Цыпин И.И. Белые износостойкие чугуны.- М.: Металлургия, 1983.176 с.

142. Чайковский К.Р., Демина Ю.Ю., Рахштадт А.Г. и др. Стойкость среднеуглеродистых комплексно-легированных сталей в условиях ударно-абразивного воздействия// Металловедение и термическая обработка металлов.- 1987.-№7.-c.33-36.

143. Шехтер С.Я., Шварцер А .Я. Наплавка деталей металлургического оборудования. М.: Машиностроение, 1981.- 72 с.

144. Шоршоров М.Х., Белов В.В. Металловедение сварки стали и сплавов титана. М.: Наука, 1965.- 334 с.

145. Шоршоров М.Х., белов В.В. Фазовые превращения и изменения свойств сталей при сварке. М.: Наука, 1972.- 220 с.

146. Штенников B.C. Расчет доли участия электродного, порошкообразного и основного металла в наплавленном валике.// Сварочное производство 1986.- №6.- с.22.

147. Энтин Р.И. Превращения аустенита в стали М.: Металлургиздат, 1960.-252 с.

148. Эрмантраут М.М., Комаров В.А. Влияние параметров режима плазменно-дуговой наплавки на проплавление основного металла и твердость наплавленных слоев// Сварочное производство 1990.- №10.-с.39-41.

149. УТВЕРЖДАЮ Проректор по научной раб РГУ нефти и газа им.И. д.т.н., проф.Левитски « 20 » Д /^Д/ г,tyit

150. Переданные рекомендации представляют практическую ценность при оптимизации технологических режимов наплавки новых марок сварочных материалов, предназначенных для восстановительной наплавки деталей, работающих в условиях механического изнашивания.

151. От РГУ нефти и газа им. И.М. Губкина ОТ ESAB International АВ

152. QJLО/?Ефименко Л.А, л,^ Беликов А.Б.kZT s1. У'^у Елагина О.Ю.

153. Принятые к внедрению рекомендации являются результатом научно-исследовательской работы, выполненной на кафедре «Износостойкость машин и оборудования и технология конструкционных материалов» РГУ нефти и газа им. И.М.Губкина.

154. Переданные рекомендации представляют практическую ценность при оптимизации технологических режимов наплавки новых марок сварочных материалов, предназначенных для восстановительной наплавки деталей, работающих в условиях механического изнашивания.

155. От РГУ нефти и газа им. И.М.Губкина От ООО «ЗЭЛЗ»

156. Принятые к внедрению рекомендации являются результатом научно-исследовательской работы, выполненной на кафедре «Износостойкость машин и оборудования и технология конструкционных материалов» РГУ нефти и газа им. И.М.Губкина.

157. Переданные рекомендации представляют практическую ценность при разработке новых марок сварочных материалов, предназначенных для восстановительной наплавки деталей, работающих в условиях абразивного изнашивания.стороны, В ТОМ, ЧТО *1. TOTPL Р.01