CC BY
17
УДК 621.791.92.04
КИНЕТИКА ВЗАИМОДЕЙСТВИЯ РАЗНОРОДНЫХ СПЛАВОВ НА МЕЖФАЗНОЙ ГРАНИЦЕ ПРИ ЦЕНТРОБЕЖНОЙ ЭЛЕКТРОДУГОВОЙ НАПЛАВКЕ
С. Д. СОЛОВЬЕВ
Ижевский государственный технический университет, Ижевск, Россия
АННОТАЦИЯ. Рассмотрены особенности кинетики взаимодействия наплавляемого и основного металлов на межфазной границе в процессе центробежной электродуговой наплавки. С помощью рентгеноспектрального и металлографического анализа исследовано формирование зоны соединения, позволившее установить зависимость количественного перехода элементов основного металла в слой от глубины его расплавления.
ВВЕДЕНИЕ
Успешное решение проблемы соединения разнородных металлов и сплавов наплавкой, прежде всего, зависит от условий образования металлической связи между ними, которые создаются технологическими параметрами процесса, приближающие в пределе эти условия к таким, когда один из металлов, на который производится наплавка (основной металл), остается твердым [1]. Практически осуществить образование соединения возможно только при сообщении поверхностным контактирующим между собой атомам определенного количества энергии. При дуговых методах наплавки тепловая энергия дуги поступает в наплавляемый и основной металлы, приводя в конечном итоге к расплавлению наносимого и плавлению ограниченного поверхностного объема основного металла. Процесс образования соединения сводится к их совместной кристаллизации с образованием на поверхности основы наплавленного слоя.
Помимо теплового воздействия электрическая дуга прямого действия оказывает на расплав силовое давление [2]. Под его действием расплавленный металл перемещается из головной части сварочной ванны в хвостовую. Под дугой открывается новая часть нерасплавленного металла, который нагревается, расплавляется и вновь вытесняется в хвостовую часть. В результате такого перемещения в хвостовой части ванны создается гидростатическое давление [2]. Динамическое равновесие в этой системе достигается при уравновешивании давления дуги гидростатическим давлением вытесненного расплава и его поверхностным натяжением. Оставаясь в хвостовой части ванны без движения, расплав охлаждается за счет отвода тепла через границу раздела фаз твердый металл - жидкий с последующей его кристаллизацией.
Электродуговая центробежная наплавка внутренних поверхностей [3] отличается от обычных методов тем, что для удержания расплавленного металла в потолочном положении оболочку приводят во вращение в горизонтальной плоскости с угловой скоростью, определяемой из условия равенства центробежной силы силе тяжести, действующими на расплав в этом положении:
где g - ускорение силы тяжести, м/с2; К - минимальный радиус внутренней поверхности расплава, м.
Из (1) следует, что угловая скорость вращения не зависит от массы расплавленного металла, а ее минимальное значение определяется только радиусом, на котором находится центр тяжести расплава. Несложно показать, что максимальное значение силы тяжести расплава достигается у внутренней поверхности наплавленного слоя.
Воздействие на расплав центробежных сил может привести к расслоению химических элементов слоя по их удельному весу. Данное явление отмечено при индукционной центробежной наплавке [4] в отсутствии воздействия на расплав других внешних сил при угловой скорости вращения оболочки 2000 об/мин (191 1/с) и линейной скорости перемещения внутренней поверхности 5,8 - 7,25 м/с.
Одновременное воздействие на расплав давления дуги и центробежных сил будет оказывать существенное влияние на процессы взаимодействия атомов химических элементов на межфазной границе и в целом на их распределение по поперечному сечению наплавленного слоя. От этого зависят его состав, структура и вид зоны соединения с основным металлом оболочки, а, следовательно, свойства и работоспособность биметаллических конструкций.
Работа посвящена изучению кинетики взаимодействия наплавляемого сплава Со-13Ж-10М-19Сг [5] со сталью Э8ХНЗМФА на межфазной границе их контактирования при электродуговой центробежной наплавке.
В процессе центробежной наплавки происходит непрерывно-последовательный нагрев энергией электрической дуги прямого действия в среде аргона цилиндрической заготовки (рис.1). Она состоит из стальной оболочки (основной металл, поз.1) и расположенного на ее внутренней поверхности в виде набора втулок наплавляемого сплава (поз.2). В начальной стадии под действием тепловой энергии электрической дуги (поз.З) ограниченный объем сплава расплавляется, образуя кольцевую ванну расплава (поз.4), который смачивает участок внутренней поверхностности оболочки. На второй стадии, на границе соприкосновения с кристаллами основного металла происходит их нагрев и плавление с образованием слоя определенной толщины и минимальной температурой плавления, которые зависят от режимов наплавки [3]. Дальнейшее взаимо-
(0
7 7 4 5 3 2 6
Рис.1. Схема процесса электродуговой центробежной наплавки слоя металла на внутреннюю поверхность оболочки: 1- оболочка; 2- наплавляемый сплав в виде втулки; 3- электрическая дуга; 4- ванна расплава; 5- неплавящийся электрод; 6- электрододержатель; 7- наплавленный слой
действие двух металлических расплавов определяется процессами взаимного перемешивания, растворения и диффузии их химических элементов от поверхности стали в глубь расплава. Очевидно, что движение расплавленных металлов в ванне способствует интенсификации этих процессов. О наличии вытеснения расплава из-под дуги в процессе центробежной наплавки можно судить по образованию кольцевого кратера (углубления от первоначальной поверхности втулки), образующегося после отключения электрической дуги (рис.2). В исследованном диапазоне типоразмеров наплавленных цилиндров и слоев (табл.1) коэффициент формы кратера \|/, характеризующийся отношением его длины / к глубине /ь находится в узких пределах от 10 до 14. Это свидетельствует о сохранении геометрического подобия ванны расплава при изменении геометрических размеров цилиндров, слоев и режимов наплавки, а, следовательно, и процессов происходящих в ванне и на ее межфазной границе с твердым металлом оболочки.
Перемещаясь в хвостовую часть сварочной ванны, расплав теряет свою кинетическую энергию, приобретенную под действием давления дуги, т.к. на эту часть ванны воздействуют только центробежные силы и силы поверхностного натяжения в расплаве, стремящиеся вернуть его обратно в зону воздействия дуги. Очевидно, благодаря
Рис.2. Кольцевой кратер в наплавленном слое Таблица 1. Режимы получения и размеры биметаллических образцов
№ п\п образцов Диаметры, мм Мощность дуги, Вт Скорость электрода, 10^ м/с Угловая скорость вращения 1/с Глубина провара оболочки Нп, мм (рис.2)
йМ йШ мм йя 6 ММ
1 14.5/12.7 35/14.5 12.7 1.15 2852 4.2 117,3 0.25 11,6
2 17/13 35/17 13.0 2.2 3357 4.2 117,3 0.2 10
3 22/17 39/22 17.0 2.75 2700 2.2 117,3 0.25 11,2
4 22/17 50.5/22 16.8 2.7 4000 2.2 117,3 0.2 11,5
5 31.5/28.8 63/31.5 28.6 2.75 5070 2.2 117,3 0.4 11,4
6 43/35 80/43 35.0 4.5 7920 2.2 75,4 0.5 10
7 43/35 80/43 35.0 5 8350 2.2 75,4 1 10
8 36/30 88/36 ЗОЛ 4,2 8337 2,2 75,4 1,2 13,8
9 36/30 88/36 30 4 8337 2,2 75,4 1 14,2
10 38/30 89/38 30.2 5,5 8107 1,5 75,4 1,5 12,3
11 38/30 89/38 29,8 5,5 8107 1,5 75,4 1,5 13,1
12 38/30 95/38 29,9 5 7950 1,5 75,4 0,8 11,6
13 38/30 95/38 29,9 4,8 82 1,5 75,4 1 13,6
О и (/; и 4 -наружный и внутренний диаметры оболочки и втулки; с1с - слоя; 5 -толщина наплавленного слоя; / и 1\ - ширина и глубина кратера
этому размер внутреннего диаметра наплавленного слоя практически формируется таким же, как и диаметр исходной втулки (табл.1 и рис.2). Можно предположить, что, достигнув динамического равновесного положения, расплав будет находиться в нем без движения до момента кристаллизации. Поскольку температура расплава существенно выше его температуры кристаллизации (по данным работы [2] температура расплава сварочной ванны составляет 1650-1800°С), то проходит определенное время, в течение которого он охлаждается. В первом приближении оно определяется степенью перегрева, скоростью отвода тепла и глубиной проплавления (Нп на рис.2) [1]:
'* =-(2)
4а 1п-£-
Тс
где 1К - время контактирования расплава с твердой поверхностью, с; а - температуро-
2 /
проводность основного металла, м /с; Три Тс- температуры расплава и его кристаллизации (солидуса) соответственно, °С; г - координата Тс , м, считая от внутренней поверхности наплавленного слоя.
В течение этого времени процесс взаимодействия расплава с твердым металлом оболочки можно рассматривать как статический: между неподвижной жидкостью и твердой поверхностью, приводящий к растворению твердого металла в жидкости с диффузией его элементов в расплав на некоторую глубину от твердой поверхности. Данный механизм характерен для большинства способов пайки и подробно рассмотрен в [6]. В результате у границы твердой и жидкой фаз химический состав расплава изменяется по сравнению с его составом в объеме.
После завершения кристаллизации между наплавленным слоем и основным металлом через границу их соединения протекают диффузионные процессы уже в твердой фазе. В период охлаждения сформировавшегося биметаллического соединения диффузионная активность атомов твердых тел сохраняется до температуры 0,5 Гпл (температуры их плавления) [7].
Толщина зон, образующихся в процессах растворения и диффузии, изменяется по параболическому закону [8]:
у2 = 1-00-ехр
' Е Л
а
V КТ;
(3)
где у - толщина слоя металла, в котором произошли изменения его химического состава; В0 - параметр параболы, характеризующий скорость роста слоя, принимаемый равным коэффициенту диффузии; / - время протекания растворного или диффузионного процессов; £а - энергия активации диффузии элемента в растворитель или твердый металл; Т - температура, при которой протекает процесс; Я - универсальная газовая постоянная.
Очевидно, что общая толщина зоны с переходным химическим составом между стальной оболочкой и наплавленным слоем (зона соединения) определится, как сумма величин слоев, в которых произошли изменения химического состава, вызванные процессами растворения и диффузии. Однако химические элементы в разных средах растворяются и диффундируют по-разному [7,9], что определяется не только составом расплава или твердого металла, но и зависит согласно (2) и (3) от температурно-временных и энергетических условий протекания процесса. Если растворимость элементов основного металла в слое уменьшается с понижением температуры, то в процессе кристаллизации в наплавленном металле или зоне соединения со сталью может выделиться новая фаза, что негативно отразится на свойствах биметалла. Поэтому представляется необходимым количественно оценить степень перехода элементов основного металла в сплав и зону соединения.
МЕТОДИКА РАСЧЕТА ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА
Предположим, что в условиях движения расплавленного металла в сварочной ванне и воздействия на него центробежных сил элементы основного металла, перешедшие в расплав, равномерно распределяются по всему объему расплава. Кроме того, поскольку процесс центробежной наплавки проходит в замкнутой полости в среде аргона (рис.1), а наплавляемый металл используется в виде монолитных втулок [3], можно допустить отсутствие потерь элементов за счет окисления и испарения. Тогда долю основного металла, которая расплавилась и перешла в наплавленный слой, определим как отношение массы расплавленного металла оболочки к общей массе наплавленного слоя:
А РпРРъ+12КР„
где т- доля участия основного металла в наплавленном слое; ^„р- площадь поперечного сечения расплавленного основного металла, мм2; площадь поперечного сечения на-
9 "2
плавленного слоя, мм ; р0- плотность металла оболочки, г/мм ; рн- плотность наплавленного металла, г/мм3; Ь\ - длина ванны расплава основного металла, мм; ¿2 - длина ванны расплава наплавляемого металла, мм.
Приравняем 1\ к Ь2 на том основании, что длина расплавленного участка основного металла равна длине наплавленного слоя и выразив и через глубину провара и геометрические параметры оболочки (рис.1), получим:
(Я,^+2Я„Ч)-А) (5)
где Нп - глубина провара основного металла, мм; ¿/в - исходный внутренний диаметр оболочки, мм; й- внутренний диаметр после наплавки, мм.
С другой стороны, долю участия основного металла в наплавленном слое можно выразить, исходя из содержания химического элемента в исходных материалах и наплавленном металле [2]:
Э -Э
т = (6)
Э -Э
где: Э„- содержание элемента в наплавленном слое, %; Э„- содержание элемента в исходном наплавляемом материале, %; Э0- содержание элемента в основном металле, %.
Для расчетного моделирования химического состава наплавленного металла приравняем (5) к (6) и выразим при этом содержание химического элемента Эн в наплавленном слое:
э„=э,+ . (7)
Для многослойной наплавки [2] зависимость (6) запишется:
°Ч)-1 ип
где п - количество наплавленных слоев.
Уравнения (7) и (8) устанавливают количественную взаимосвязь химического состава наплавленного слоя от доли участия в нем основного металла или предыдущего слоя на стадии плавления и переноса расплава в хвостовую часть сварочной ванны, выраженную через глубину провара и геометрические параметры оболочки, количества наплавленных слоев и их химические составы при наплавке электродуговым центробежным методом.
Сопоставление концентраций основных элементов Ш и Сг, входящих в сталь и в наплавляемый сплав, в зависимости от глубины расплавления оболочки, рассчитанные по уравнению (7) для образцов №6 и №7 (табл.1), показали следующее (рис.3). С увеличением доли основного металла в наплавленном слое содержание железа увеличива-
Зн,
%
20
10
0
0 0,4 0,8 1,2 Нп, мм
Рис.3. Содержание элементов в наплавленном слое в зависимости от глубины расплавления металла оболочки
ется пропорционально квадрату глубины проплавления оболочки, достигая при Ип= 1,5мм - 30%. Напротив, содержание никеля и хрома с увеличением Нп уменьшается, несмотря на их присутствие в стали. Причем, содержание в стали никеля в 3 раза больше, чем хрома, а в исходном составе сплава наоборот - хрома в 1,64 раза больше чем никеля, тем не менее, содержание никеля изменяется более медленнее, чем хрома. Это объясняется тем, что в исходном сплаве легирующие элементы сосредоточены в конкретном объеме материала, а при наплавке (при всех остальных постоянных параметрах в уравнении (7)) объем расплава возрастает и их концентрация в нем уменьшается, а разница компенсируется переходом в расплав железа. Исходя из (7), при равенстве концентраций элемента в наплавляемом и основном металлах (ЭИ=Э0) глубина провара никакого влияния на его концентрацию в слое оказывать не будет (Э„=ЭИ). Поэтому наплавка сплавов однородных по химическому составу с металлом оболочки не вызывает таких трудностей, как наплавка разнородных металлов и сплавов.
После того, как расплав с растворенными в нем элементами основного металла переместился в хвостовую часть сварочной ванны (рис.1) и до момента кристаллизации он продолжает контактировать и взаимодействовать с твердым слоем металла оболочки. Распределение концентрации растворяющегося в этот период элемента основного металла в расплаве в зависимости от времени контактирования и расстояния от межфазной границы определяется решением второго уравнения Фика, которое, ограничиваясь первым членом разложения функции Крампа, имеет вид [7]:
» __ «»
э =эв-
\
1-
X
V
У
(9)
где Э - концентрация элемента на расстоянии х (мм) от границы сплавления в слое или стали, %; Э0 - исходная концентрация элемента в слое или стали, %.
Количественные расчеты проводили, определяя концентрацию элементов по (7) с последующей подстановкой в (9). Значения В принимали из работы [9] при растворении элементов основного металла в расплаве, а после кристаллизации - по данным [7]. По уравнениям (3) и (9) оценивали вклад каждого из процессов в образование переходной зоны между основным металлом и наплавленным слоем по каждому элементу в отдельности. Время контактирования твердой и жидкой фаз до полной кристаллизации последней определяли по уравнению (2), а время диффузионного взаимодействия - по методике работы [3]. Результаты расчетов приведены в таблице. Из них следует, что основной вклад в формирование зоны соединения (часто в литературе используется термин переходная зона) вносит стадия контакта жидкой фазы с твердой. Это обусловлено резким снижением значений коэффициентов диффузии элементов [7] после кристаллизации расплава, что вызывает аналогичное уменьшение ее ширины, образующейся при диффузионном процессе в твердой фазе, несмотря на увеличение времени диффузионного процесса по сравнению со временем контактирования жидкой и твердой фаз. С увеличением глубины проплавления до 1 мм время контактирования расплава с твердой поверхностью увеличивается почти в 2 раза, а ширина - зоны соединения всего в 1,3 раза. Общую ее ширину определили как сумму переходных зон, образующихся в процессах растворения и диффузии. Полученные результаты (табл.) удовлетворительно согласуются с результатами расчетов, проведенных по (9) с учетом вычислений по (7).
МЕТОДИКА ПРОВЕДЕНИЯ ЭКСПЕРИМЕНТОВ
С целью проверки этих положений проводили исследования распределения элементов по поперечному сечению наплавленных образцов с глубиной провара оболочки 0,2 мм и 1 мм микрорентгеноспектральным анализом на установке МАР-2 начиная со стали, переходя на наплавленный металл. Скорость диаграммной ленты составляла 1800 мм/час; скорость съемки- 1,25 мкм/с в переходной зоне и 6,25 мкм/с для слоя; с ускоряющим напряжением- 35 кВ. По полученным диаграммам определялась ширина зоны соединения у по каждому элементу и его среднее содержание в слое (рис.4), исходя из изменения интенсивности регистрируемых рентгеновских импульсов (рис.5). Структура зоны соединения выявлялась травлением шлифов в реактиве №19 состава 1 «царская водка» [10], а измерение микротвердости проводили на приборе ПМТ-3 при нагрузке 100 грамм.
Ре сталь
йиЗимая граница сплаВления
у Ре
50 мкм
100%
I
напла&ленный слой
-ЧЕЗ-- /
X
□ре Вн Нп=1мм
А
ЗН Нп=0,2мм
Рис.4. Схема определения ширины зоны соединения и содержания химических элементов в наплавленном слое
50 мкм
50 мкм
50 мкм
I
Рис.5. Рентгеноспектральные диаграммы интенсивности распределения элементов в зоне соединения со сталью
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Структура сплава после наплавки представляет собой твердый однофазный раствор легирующих элементов в ГЦК решетке кобальта. Граница сплавления образцов с глубиной провара 0,2 мм представляет собой четкую видимую линию, отделяющую аусте-нитную структуру слоя с величиной зерна 1-2 балла по шкале ГОСТ 5639-82 (рис.6.а) от перлитной структуры стали (рис.6.б). Отмечается отсутствие общей для них совместной ориентации зерен, видимых прослоек и расслоений как со стороны стали, так и со стороны сплава. В отдельных местах наблюдается затекание металла сплава по оплавленным границам зерен основного металла. Содержание элементов практически скачкообразно переходит от основного металла к наплавленному (рис.5), а их концентрация в слое (кроме железа) уменьшилась по сравнению с исходной концентрацией.
Рис.6. Микроструктура зоны соединения наплавленного слоя со сталью (а-в, х400) и скопление дислокаций в слое (г, х86000): а и б - глубина провара стали 0,2 мм; в - глубина провара - 1 мм
Содержание железа в слое достигает 6%, что хорошо согласуется с результатами расчета по зависимости (7) (рис.3). Минимальная ширина зоны соединения составила для вольфрама - 0,5 мкм, а максимальная - для железа - 34 мкм. Эти результаты удовлетворительно согласуются с данными расчетов, проведенных по зависимости (3) и (9) (табл.2).
В ходе микроструктурных исследований зоны соединения основного металла с наплавленным слоем не обнаружено хрупких кристаллизационных прослоек и других структурных образований, существенно отличающихся от структур материалов. Очевидно, этому способствовала кратковременность пребывания металла в расплавленном состоянии у границы сплавления и его малая подвижность у твердой стенки при кристаллизации. Благодаря движению расплава в ванне распределение элементов по толщине наплавленного слоя достаточно равномерное (рис.6). Не отмечено и разделения элементов, составляющих сплав, по их удельному весу.
С увеличением глубины провара интенсивность перехода основного металла в слой возрастает, при общем снижении в слое содержания легирующих элементов составляющих сплав (рис.5). Граница сплавления становится неровной (рис. 6.в). В стали видны отдельные не до конца растворенные или оплавленные зерна, которые продолжаются зернами закристаллизовавшегося на них наплавленного сплава. Выявляются искажения в их строении и хорошо травимая прослойка шириной от 150 до 200 мкм, в которой отмечается повышенное на 2-3% содержание железа (рис.5). Это обусловлено продолжительным временем контактирования жидкой фазы с твердой, что приводит к повышенной концентрации легирующих элементов в межосных и междендритных пространствах наплавленного сплава, ускоряющих процессы растворения и диффузии. Однако, характер распределения элементов при переходе от стали к слою не изменился по сравнению с соединением Нп=0,2 мм, а замеры микротвердости в этой зоне не выявили существенного ее увеличения, которая составила 250-260 НУо.ь как и по всей толщине
Таблица 2. Содержание элементов в слое и ширина переходной зоны
Элемент Нп, мм э„,% по (7) э„, % (МАР -2) 'д, с ¿УД» см2/с [7,9] ткХ Ун мм по (3) ЕУь мм у, мм по МАР-2 у=2х, мм по (9)
Сг 0.2 17 17.2 4.4/ 320 3.3 10"5 6.8 Ю"10 1350-1550 1150 0.012 0.0005 0.017 0.013 0.019
1 14 14.5 8.29/ 760 0.043 0.0007 0.043 7 0.0523 0.172
Со 0.2 54.8 55.3 4.4 2.9 10"5 1480-1700 0.011 0.008 0.009
1 37 40.5 8.29 0.037 0.035 0.16
С 0.2 0.05 8 4.4 2.2 10"4 1460 0.008 0.092
1 0.10 2 8.29 0.028 0.134
Ш 0.2 12.7 12.3 4.4/ 320 0.2 10'5 3.7 10"'° 1480-1700 1330 0.0007 0.0003 0.001 0.0005 0.0008
1 8.6 9.2 8.29/ 760 0.0025 0.0005 0.003 0.003 0.005
т 0.2 10.8 10.5 4.4 7.6 Ю'3 1470-1570 0.027 0.023 0.0118
1 8 8.8 8.29 0.052 0.046 0.0243
Ре 0.2 5 6.1 - - - - 0.034 -
1 21 18.8 - - - - 0.067 -
Примечание: /р - время контактирования жидкой фазы с твердой; /д - время контактирования твердой фазы с твердой; £>р и £>д коэффициенты диффузии при этом соответственно
слоя. Наличие других фаз по результатам микрорентгеноспектрального и микроструктурного анализа в слое не установлено.
Исследованиями тонкой структуры наплавленного слоя установлено, что основными дефектами упаковки являются дислокации, часто группирующиеся в плоские скопления (рис.6.г), равномерно заполняющие весь объем наплавленного слоя. Наи-
О 9
большая их плотность 1,61-3,71 10 см" наблюдается в стыках зерен и в зоне соединения со сталью и практически не зависит от доли основного металла в наплавленном
слое. Достаточно высокая плотность дислокаций способствует развитию процессов диффузии вдоль них в твердой фазе. Легирующие элементы, и прежде всего V/ и Сг, обладающие меньшей диффузионной подвижностью, адсорбируются преимущественно на дислокациях, повышая стабильность аустенитной однофазной матрицы кобальта [5]. В результате этого дислокации расщепляются (рис.6.г) и возникают субмикроскопические выделения упрочняющей фазы Ме^С и Мв2зСв , что и проявляется в повышенной травимости границ зерен в этой зоне. Присутствие в сплаве IV, М, Ре и Сг замедляет диффузионную подвижность в жидком кобальте углерода [9], что благоприятно сказывается на свойствах зоны соединения. При сплющивании колец трещин и расслоений не обнаружено.
ВЫВОДЫ
1. Кинетика образования соединения между основным металлом оболочки и слоем из другого металлического материала, наплавляемым электродуговым центробежным методом на ее внутреннюю поверхность, происходит в расплавленном состоянии при их взаимодействии в три этапа. На первом этапе сплавы взаимодействуют в жидком состоянии, перемешиваясь при движении расплава в хвостовую часть сварочной ванны, обеспечивая равномерность распределения элементов по поперечному сечению слоя. На втором - взаимодействие протекает между жидким расплавом и твердым металлом оболочки, формируя зону соединения между основным металлом и наплавленным слоем. На третьем - в твердом состоянии, определяемом процессом взаимной диффузией атомов элементов, составляющих соединяемые материалы.
2. Разработана методика расчета химического состава наплавленного слоя и протяженности зоны соединения применительно к условиям центробежной наплавки, адекватно отражающая количественный переход элементов основного металла в зону соединения и наплавленный слой.
3. Протяженностью зоны соединения можно управлять за счет изменения длительности контакта жидкой и твердой фаз и глубины провара металла оболочки.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. 1.Красулин Ю.Л., Шоршоров М.Х. О регулировании тепловых и диффузионных процессов в зоне сплавления металлов при сварке и наплавке // Сварочное производство, 1963.-№8.-С.13-16.
2. Ерохин А.А. Основы сварки плавлением. М.: Машиностроение, 1973.-448с.
3. Соловьев С.Д., Соловьева Т.А. Математическое моделирование теплового процесса центробежной электродуговой наплавки. / Методы вычислительного эксперимента в инженерной практике. Выпуск 2 .- Ижевск: ИМИ, 1992.-С. 72-82.
4. Ткачев В.Н., Ваган A.B. Особенности образования износостойкого слоя при центробежной индукционной наплавке сплава сормайт // Автоматическая сварка, 1974.-№12.-С.42-44.
5. Сорокин Л.И., Лазько В.Е., Ковальчук В.Г. Свойства жаропрочного кобальтового наплавленного металла различных систем легирования. // Автоматическая сварка, 1982. -№1.- С.48-51.
6. Петрунин И.Е., Маркова И.Ю., Екатова A.C. Металловедение пайки. М.: Металлургия, 1976. -264с.
7. Казаков Н.Ф. Диффузионная сварка в вакууме. М.: Машиностроение, 1968.-331с.
8. Вайнерман А.Е. Сютьев А.Н. Исследование образования прослоек в зоне сплавления при взаимодействии жидких медных сплавов со сталью // Автоматическая сварка, 1971 .-№ 12.-С. 18-21.
9. Лепинских Б.М., Кайбичев A.B., Савельев Ю.А. Диффузия элементов в жидких металлах группы железа. М.: Нука, 1974.-192с.
10. Коваленко B.C. Металлографические реактивы: Справочник. М.: Наука, 1970.-133с.
SUMMARY, The features kinetics of interaction overlied and basic metals on between phases to border are considered during centrifugal electroarc overlied. With the help roentgenograms and metals graphic arts of the analysis the formation of a zone of connection allowed is investigated to establish dependence of quantitative transition of elements of the basic metal in a layer from depth it him smelts.
