Опорные поверхности сегментов машин непрерывного литья заготовок (МНЛЗ) работают в атмосфере водяного пара, испытывают циклические нагрузки, вызванные прокаткой отливаемых и деформируемых заготовок. Для сохранения размеров между формирующими роликами необходимо исключить коррозию опорных поверхностей сегментов, что достигается нанесением на них коррозионностойкого слоя металла. В данном случае наиболее целесообразно применение электродуговой наплавки плавящимся электродом. Для обеспечения коррозионной стойкости содержание хрома в наплавленном металле должно быть не менее 11,5%. Учитывая условия работы опорных поверхностей рам сегментов МНЛЗ наплавленный слой должен обладать твердостью 250—300 HV. Для изготовления рам обычно применяется прокат из низколегированной стали 17Г1С. Традиционно для этой цели применяется наплавка покрытыми электродами УОНИ 13нж. Однако они обладают существенными недостатками, а именно:
- необходимые коррозионные свойства наплавленного металла обеспечиваются в 3—4 слое;
- твердость наплавленного металла составляет 33—48 HRC;
- высокие значения коэффициента использования покрытых электродов (К=1,7).
Из этого следует, что применение этих электродов ведёт к неоправданно высокому расходу дорогостоящего материала и кроме того высокая твердость наплавки затрудняет проведение последующей механической обработки.
Цель работы заключалась в создании экономной технологии наплавки коррозионностойкого слоя на опорные поверхности сегментов МНЛЗ без последующей термообработки после выполнения наплавки. Наиболее рациональным способом решения поставленной задачи являлась разработка порошковой проволоки ферритно-мартенситного класса для полуавтоматической наплавки в среде защитных газов. В качестве наплавочного материала предпочтение отдано газозащитной порошковой проволоке рутилового типа, обладающей хорошими технологическими свойствами (высокая стабильность процесса, хорошее формирование наплавленного металла, самопроизвольное отделение шлаковой корки), а также более высокими значениями выхода годного металла (К=1,15%). В качестве защитной среды выбран углекислый газ. Одной из сложных проблем при наплавке высокохромистого металла является его склонность к образованию кристаллизационных трещин. В процессе разработки системы легирования сердечника порошковой проволоки было установлено, что при применении традиционного раскисления металла сварочной ванны кремнием и марганцем имели место горячие трещины в наплавленном металле. Для выяснения причин образования горячих трещин избрана проба в виде пластины 300х300х30 мм, обладающая жесткостью, аналогичной наплавляемому изделию т.к. пробы меньшей жесткости не воспроизводят условия кристаллизации металла валика (ТИХ, темп деформации и др.). После наплавки проб были вырезаны образцы наплавленного металла с трещинами и без них. Образцы были разрушены по наплавленному металлу для проведения фрактографического анализа поверхностей разрушения и горячих трещин. Шлифы готовились по стандартной методике. Для выявления структуры образцы травились электролитически в водном растворе щавелевой кислоты и в нитале. Исследования структуры осуществлялось на оптическом микроскопе «Неофот-32». Замеры твердости произведены на микротвердомере фирмы «Леко». Шлифы исследовались в полированном и травленном состоянии. Исследование поверхности разрушений и поверхности шлифов выполнены на рентгеновском микроанализаторе «Superprob-733 (JEOL, Япония).
При сравнительных исследованиях образцов применены:
- съемка во вторичных электронах и в отраженных (чувствительных к среднему к среднему атомному номеру структурных составляющих материалов;
- съемка в характеристических излучениях элементов, присутствующих в стали и распределение химических элементов вдоль линии через границы структурных составляющих (как более чувствительного метода выявления небольших изменений концентраций химических элементов;
- качественный рентгеновский микроанализ (позволяет выявить элементный состав материала и относительное содержание этих элементов).
Исследования показали, что трещины проходят как по ферритной, так и по мартенситной структуре (рис.1).
Рис.1 Структура наплавленного металла с горячими трещинами.
Горячие кристаллизационные трещины параллельны друг другу и осям дендритов, наблюдается «эстафетная передача» трещин от сульфида к сульфиду (рис.2).
Рис.2 Расположение сульфидов марганца в горячей трещине: а) внешний вид горячей трещины (х4000); б) распределение серы SKα (х4000).
На поверхности горячих трещин выявляется неоднородность распределения кремния, марганца и серы, высокая плотность распределения скоплений сульфидов марганца не глобулярной формы по сравнению с поверхностью образца без горячих трещин (рис.3а,б).
Рис.3 Скопление сульфидов марганца на поверхности горячей трещины
а) распределение марганца (х2000);
б) распределение серы (х2000).
Исследования показывают, что причиной образования горячих трещин в высокохромистом металле, наплавленном порошковой проволокой с традиционной системой раскисления (Si-Mn), является ликвация серы и марганца, приводящая к образованию большой плотности сульфидов марганца. Применение комплексного раскисления Si-Mn-Al-Ti позволило получить наплавленный металл без кристаллизационных трещин как на образцах, так и на изделиях. В металле наблюдаются дисперсные, равномерно распределенные силикатные включения, встречаются глобулярные хромосиликатные и оксисульфидные включения. Отсутствуют цепочки и скопления неметаллических включений. Образование на стадии ванны дисперсных равномерно распределенных оксидов инициирует формирование оксисульфидов. В результате на последней стадии кристаллизации сварочной ванны не создаются условия для образования цепочек или скоплений сульфидов марганца. Структура наплавленного металла ферритно-мартенситная. При содержании хрома менее 12,5% преобладает мартенситная составляющая при которой твердость наплавленного металла превышает 300 HV, а при содержании хрома более14% увеличивается доля ферритной составляющей при этом наблюдается снижение твердости ниже 250 HV. Содержание в металле наплавки углерода 0,06—0,08% и хрома 13—14% обеспечивает образование ферритно-мартенситной структуры. При макротвердости наплапвки 250—300 HV микротвердость феррита Нμ50 180, а мартенсита 460.
Полученные результаты были реализованы при разработке газозащитной порошковой проволоки ПП-Нп08Х14 ∅2,0 мм, технологии и техники наплавки опорных поверхностей сегментов МНЛЗ.
При разработке технологии и техники наплавки на сталь 17Г1С предусмотрено снижение влияния материала основы на химический состав наплавленного слоя за счет выполнения наплавки первого слоя на прямой, а второго на обратной полярности. Оптимизацией параметров процесса наплавки получено заданное проплавление основного металла и, как следствие, стабильные показатели химического состава и твердости наплавленного слоя. Процесс наплавки порошковой проволокой возможен в нижнем и вертикальном положениях и легко осваивается сварщиками на стандартных полуавтоматах.
Разработанная технология наплавки газозащитной порошковой проволокой ПП-Нп08Х14 ∅2,0 мм реализована на Новокрамоторском машиностроительном заводе при изготовлении сегментов МНЛЗ для металлургических предприятий: Ekostal (Германия), VAI (Австрия), LTV (США), Новолипецкий металлургический комбинат (Россия) и др.
к.т.н. Орлов Л. Н., инж. Голякевич А. А. («ТМ.ВЕЛТЕК»), к.т.н. Новикова Д. П. (ИЭС им. Е. О. Патона), Панин А. Д., инж. Окунев Ю. В. (НКМЗ)