RU2478030C1 - Powder wire for building up - Google Patents
Powder wire for building up Download PDFInfo
- Publication number
- RU2478030C1 RU2478030C1 RU2011153170/02A RU2011153170A RU2478030C1 RU 2478030 C1 RU2478030 C1 RU 2478030C1 RU 2011153170/02 A RU2011153170/02 A RU 2011153170/02A RU 2011153170 A RU2011153170 A RU 2011153170A RU 2478030 C1 RU2478030 C1 RU 2478030C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- metal
- chromium
- heat resistance
- deposited metal
- wire
- Prior art date
Links
- 239000000843 powder Substances 0.000 title claims abstract description 13
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 28
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 28
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 26
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims abstract description 26
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 24
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims abstract description 23
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 23
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 21
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 17
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 229910001309 Ferromolybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 229910001200 Ferrotitanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims abstract description 7
- 239000011734 sodium Substances 0.000 claims description 9
- DGAQECJNVWCQMB-PUAWFVPOSA-M Ilexoside XXIX Chemical compound C[C@@H]1CC[C@@]2(CC[C@@]3(C(=CC[C@H]4[C@]3(CC[C@@H]5[C@@]4(CC[C@@H](C5(C)C)OS(=O)(=O)[O-])C)C)[C@@H]2[C@]1(C)O)C)C(=O)O[C@H]6[C@@H]([C@H]([C@@H]([C@H](O6)CO)O)O)O.[Na+] DGAQECJNVWCQMB-PUAWFVPOSA-M 0.000 claims description 8
- 229910052708 sodium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 6
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims description 6
- 229910001021 Ferroalloy Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 abstract description 73
- 239000002184 metal Substances 0.000 abstract description 73
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 6
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- -1 sodium fluorosilicate Chemical compound 0.000 abstract description 4
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 3
- 230000004927 fusion Effects 0.000 abstract 1
- 238000010327 methods by industry Methods 0.000 abstract 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 abstract 1
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 18
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 10
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 9
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 7
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 7
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 7
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910002804 graphite Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000010439 graphite Substances 0.000 description 4
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 4
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 4
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 4
- 239000011148 porous material Substances 0.000 description 4
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 4
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 4
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 4
- 229910000519 Ferrosilicon Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910000628 Ferrovanadium Inorganic materials 0.000 description 3
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 3
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 3
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 3
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 3
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 3
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 3
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 3
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 3
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910000604 Ferrochrome Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000592 Ferroniobium Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 2
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- WUKWITHWXAAZEY-UHFFFAOYSA-L calcium difluoride Chemical compound [F-].[F-].[Ca+2] WUKWITHWXAAZEY-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 2
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 2
- 229910001610 cryolite Inorganic materials 0.000 description 2
- 125000004122 cyclic group Chemical group 0.000 description 2
- 239000010433 feldspar Substances 0.000 description 2
- 239000010436 fluorite Substances 0.000 description 2
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 2
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 2
- PNXOJQQRXBVKEX-UHFFFAOYSA-N iron vanadium Chemical compound [V].[Fe] PNXOJQQRXBVKEX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000011068 loading method Methods 0.000 description 2
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 2
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 2
- 150000001247 metal acetylides Chemical group 0.000 description 2
- 238000000034 method Methods 0.000 description 2
- 230000000051 modifying effect Effects 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 230000008569 process Effects 0.000 description 2
- HBMJWWWQQXIZIP-UHFFFAOYSA-N silicon carbide Chemical compound [Si+]#[C-] HBMJWWWQQXIZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910010271 silicon carbide Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 2
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 2
- 239000011882 ultra-fine particle Substances 0.000 description 2
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 description 1
- 102220504526 Dolichyl-diphosphooligosaccharide-protein glycosyltransferase subunit 4_V23K_mutation Human genes 0.000 description 1
- 229910001268 Ferrocerium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000616 Ferromanganese Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001145 Ferrotungsten Inorganic materials 0.000 description 1
- KRHYYFGTRYWZRS-UHFFFAOYSA-N Fluorane Chemical compound F KRHYYFGTRYWZRS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- HMDDXIMCDZRSNE-UHFFFAOYSA-N [C].[Si] Chemical compound [C].[Si] HMDDXIMCDZRSNE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- CYKMNKXPYXUVPR-UHFFFAOYSA-N [C].[Ti] Chemical compound [C].[Ti] CYKMNKXPYXUVPR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 1
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 1
- 239000012300 argon atmosphere Substances 0.000 description 1
- 239000012298 atmosphere Substances 0.000 description 1
- 230000004888 barrier function Effects 0.000 description 1
- ZMIGMASIKSOYAM-UHFFFAOYSA-N cerium Chemical compound [Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce] ZMIGMASIKSOYAM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 1
- 238000000354 decomposition reaction Methods 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 230000032798 delamination Effects 0.000 description 1
- 238000005137 deposition process Methods 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 1
- 229910000040 hydrogen fluoride Inorganic materials 0.000 description 1
- DALUDRGQOYMVLD-UHFFFAOYSA-N iron manganese Chemical compound [Mn].[Fe] DALUDRGQOYMVLD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- ZFGFKQDDQUAJQP-UHFFFAOYSA-N iron niobium Chemical compound [Fe].[Fe].[Nb] ZFGFKQDDQUAJQP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 230000010355 oscillation Effects 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 238000004806 packaging method and process Methods 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 description 1
- 230000035939 shock Effects 0.000 description 1
- 150000004760 silicates Chemical class 0.000 description 1
- ABTOQLMXBSRXSM-UHFFFAOYSA-N silicon tetrafluoride Chemical compound F[Si](F)(F)F ABTOQLMXBSRXSM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000002356 single layer Substances 0.000 description 1
- 239000002893 slag Substances 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 238000005979 thermal decomposition reaction Methods 0.000 description 1
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
- WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N tungsten Chemical compound [W] WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010937 tungsten Substances 0.000 description 1
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 1
- GPPXJZIENCGNKB-UHFFFAOYSA-N vanadium Chemical compound [V]#[V] GPPXJZIENCGNKB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000004584 weight gain Effects 0.000 description 1
- 235000019786 weight gain Nutrition 0.000 description 1
Images
Landscapes
- Nonmetallic Welding Materials (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к наплавочным материалам, в частности к порошковым проволокам для дуговой наплавки в защитных газах инструмента и деталей, работающих при больших удельных давлениях и повышенных температурах.The invention relates to surfacing materials, in particular to flux-cored wires for arc welding in protective gases of tools and parts operating at high specific pressures and elevated temperatures.
Известна порошковая проволока (патент RU №1769481, В23К 35/368, опубл. 30.08.1994 г.) для наплавки деталей, работающих в условиях термомеханического циклического нагружения, состоящая из малоуглеродистой оболочки и порошкообразной шихты, содержащей графит, никель, алюминий, железо, а также ферросплавы хрома, молибдена, вольфрама, ванадия, кремния, марганца, титана и церия при следующем соотношении компонентов, масс.%:Known flux-cored wire (patent RU No. 1769481, V23K 35/368, publ. 08/30/1994) for surfacing parts operating under thermomechanical cyclic loading, consisting of a low-carbon sheath and a powder mixture containing graphite, nickel, aluminum, iron, and also ferroalloys of chromium, molybdenum, tungsten, vanadium, silicon, manganese, titanium and cerium in the following ratio of components, wt.%:
При этом коэффициент заполнения порошковой проволоки составляет 41%.In this case, the fill factor of the cored wire is 41%.
Недостатком данной порошковой проволоки является относительно низкое сочетание прочностных и пластических свойств наплавленного ей металла и его малая термостойкость, что в сочетании с повышенным содержанием в шихте проволоки дорогостоящих легирующих элементов, обусловливает низкую эффективность ее применения.The disadvantage of this flux-cored wire is the relatively low combination of strength and plastic properties of the metal deposited to it and its low heat resistance, which, combined with the increased content of expensive alloying elements in the wire blend, leads to its low efficiency.
Известна порошковая проволока (патент RU №2350448, В23К 35/368, опубл. 27.03.2009 г.) для электрошлаковой наплавки деталей дробильно-размольного оборудования, работающих в условиях ударно-абразивного изнашивания, состоящая из стальной оболочки и шихты, включающей графит, марганец, хром, а также ультрадисперсный порошок (УДП) карбида кремния с размером частиц 0,01-0,1 мкм при следующем соотношении компонентов, масс.%:Known flux-cored wire (patent RU No. 2350448, B23K 35/368, publ. March 27, 2009) for electroslag surfacing of parts of crushing and grinding equipment operating in conditions of impact-abrasive wear, consisting of a steel shell and a mixture including graphite, manganese , chromium, as well as ultrafine powder (UDP) of silicon carbide with a particle size of 0.01-0.1 microns in the following ratio of components, wt.%:
Металл, наплавленный известной порошковой проволокой, имеет недостаточную термостойкость, поскольку содержит в своем составе значительное количество углерода, связанного в карбиды, что снижает сопротивление наплавленного металла возникновению трещин термической усталости, а также его жаростойкость. Отсутствие в составе шихты проволоки легирующих элементов, образующих дисперсные упрочняющие фазы в наплавленном металле, не позволяет обеспечить его высокие эксплуатационные свойства при больших удельных давлениях и повышенных температурах. Содержащийся в шихте проволоки в большом количестве УДП карбида кремния частично растворяется в процессе наплавки и легирует кремнием наплавленный металл, что снижает его пластичность и термостойкость.The metal deposited with a well-known flux-cored wire has insufficient heat resistance, since it contains a significant amount of carbon bound to carbides, which reduces the resistance of the deposited metal to the occurrence of thermal fatigue cracks, as well as its heat resistance. The absence of alloying elements in the composition of the wire charge forming dispersed hardening phases in the deposited metal does not make it possible to ensure its high operational properties at high specific pressures and elevated temperatures. A large amount of UDP carbon silicon contained in the batch of wire partially dissolves during surfacing and alloys the deposited metal with silicon, which reduces its ductility and heat resistance.
Наиболее близкой к заявленному объекту является порошковая проволока для наплавки (патент RU №2294273, В23К 35/368, опубл. 27.02.2007 г.) деталей, работающих при больших удельных давлениях и повышенных температурах, а также деталей химической аппаратуры, которая состоит из малоуглеродистой стальной оболочки и порошкообразной шихты, следующего состава, масс.%:Closest to the claimed object is a flux-cored wire for surfacing (patent RU No. 2294273, B23K 35/368, publ. 02.27.2007) of parts operating at high specific pressures and elevated temperatures, as well as parts of chemical equipment, which consists of low-carbon steel shell and powder mixture, the following composition, wt.%:
Недостатком данной проволоки является относительно низкая термостойкость получаемого при ее плавлении металла вследствие образования в нем мартенситной структуры, обладающей пониженной пластичностью. Низкое содержание легирующих элементов в составе шихты проволоки не позволяет обеспечить высокий уровень эксплуатационных свойств наплавленного металла в первом слое, что требует многослойной наплавки, предопределяющей повышенную ресурсоемкость процесса получения износостойкого покрытия. Выполнение проволоки в самозащитном варианте не позволяет обеспечить качественной металлургической защиты сварочной ванны, что снижает технологические и эксплуатационные свойства наплавленного металла. Также, металл, наплавленный данной порошковой проволокой, обладает сравнительно низкой жаростойкостью.The disadvantage of this wire is the relatively low heat resistance of the metal obtained during its melting due to the formation of a martensitic structure in it, which has reduced ductility. The low content of alloying elements in the composition of the wire charge does not allow for a high level of operational properties of the deposited metal in the first layer, which requires multilayer surfacing, which predetermines the increased resource consumption of the process of obtaining a wear-resistant coating. The implementation of the wire in a self-protective version does not allow for high-quality metallurgical protection of the weld pool, which reduces the technological and operational properties of the weld metal. Also, the metal deposited with this cored wire has a relatively low heat resistance.
Технический результат заявляемого изобретения заключается в повышении термостойкости и жаростойкости наплавленного металла за счет формирования в процессе дуговой наплавки в инертных газах мартенситно-аустенитной структуры наплавленного металла, дополнительно упрочненного дисперсными нитридами, карбонитридами и интерметаллидами, а также снижении ресурсоемкости формируемого износостойкого покрытия за счет получения указанного структурно-фазового состава металла уже в первом слое.The technical result of the claimed invention consists in increasing the heat resistance and heat resistance of the deposited metal due to the formation of a martensitic-austenitic structure of the deposited metal additionally hardened by dispersed nitrides, carbonitrides and intermetallic compounds in the process of arc surfacing in inert gases, as well as reducing the resource consumption of the formed wear-resistant coating -phase composition of the metal already in the first layer.
Технический результат достигается за счет того, что в порошковой проволоке для наплавки, состоящей из малоуглеродистой стальной оболочки и порошкообразной шихты, содержащей хром, никель, ферросплавы молибдена и титана, шихта дополнительно содержит азотированный хром, УДП карбонитрида титана с размером частиц 0,01-0,1 мкм и кремнефтористый натрий при следующем соотношении компонентов, масс.%:The technical result is achieved due to the fact that in a flux-cored wire for surfacing, consisting of a low-carbon steel sheath and a powder mixture containing chromium, nickel, molybdenum and titanium ferroalloys, the mixture additionally contains nitrided chromium, UDP carbon titanium with a particle size of 0.01-0 , 1 μm and sodium silicofluoride in the following ratio of components, wt.%:
Указанный состав порошковой проволоки обеспечивает уже в первом слое (при доле участия основного металла 30-35%) следующий химический состав наплавленного металла, масс.%: углерод 0,12…0,16; хром 13,5…16; никель 4,0…5,0; молибден 2,0…3,0; титан 0,1…0,3; азот 0,15…0,18, с повышенными термостойкостью и жаростойкостью.The specified composition of the cored wire provides already in the first layer (with a share of the base metal 30-35%) the following chemical composition of the deposited metal, wt.%: Carbon 0.12 ... 0.16; chrome 13.5 ... 16; nickel 4.0 ... 5.0; molybdenum 2.0 ... 3.0; titanium 0.1 ... 0.3; nitrogen 0.15 ... 0.18, with increased heat resistance and heat resistance.
Введение в шихту проволоки азотированного хрома, наряду с другими легирующими элементами, присутствующими в ее составе, позволяет стабилизировать γ-фазу вследствие дополнительного легирования матрицы наплавленного металла азотом. Это обеспечивает оптимальное соотношение твердого мартенсита и пластичного аустенита в структуре наплавленного металла, обусловливая его высокую термостойкость в условиях термосилового циклического нагружения. Кроме того, при легировании азотом повышается прочность наплавленного металла и способность к деформационному упрочнению в результате снижения энергии дефектов упаковки. Также, при повышенном содержании в металле азота, хрома и молибдена замедлены процессы распада мартенсита при нагреве, обеспечивая повышенную износостойкость металла при высоких (до 800°С) температурах эксплуатации.The introduction of nitrided chromium wire into the charge, along with other alloying elements present in its composition, makes it possible to stabilize the γ phase due to additional alloying of the deposited metal matrix with nitrogen. This provides the optimal ratio of solid martensite and ductile austenite in the structure of the deposited metal, causing its high heat resistance under thermal cyclic loading. In addition, when alloyed with nitrogen, the strength of the deposited metal and the ability to strain hardening as a result of a decrease in the energy of packaging defects increase. Also, with an increased content of nitrogen, chromium and molybdenum in the metal, the decomposition of martensite during heating is slowed down, providing increased wear resistance of the metal at high (up to 800 ° C) operating temperatures.
Увеличение содержания азотированного хрома более 3 масс.% приводит к повышению содержания азота в твердом растворе выше предела растворимости, что вызывает образование пор в наплавленном металле. При снижении содержания азотированного хрома менее 2 масс.%, основная часть азота будет связана в нитриды, что не позволит обеспечить требуемый фазовый состав матрицы металла.An increase in the nitrided chromium content of more than 3 wt.% Leads to an increase in the nitrogen content in the solid solution above the solubility limit, which causes the formation of pores in the deposited metal. With a decrease in the nitrided chromium content of less than 2 wt.%, The main part of nitrogen will be bound into nitrides, which will not allow to provide the required phase composition of the metal matrix.
Введение в состав порошковой проволоки УДП карбонитрида титана с размером частиц 0,01…0,1 мкм позволяет повысить эксплуатационные свойства наплавленного металла. Частицы карбонитрида титана, обладающие высокой термодинамической стабильностью, подвергаясь незначительному растворению в металлическом расплаве, переходят из шихты проволоки в сварочную ванну, воздействуя на кинетику кристаллизации наплавленного металла. В результате обеспечивается эффект модифицирования металла, что приводит к уменьшению размера зерна (балл зерна увеличивается с 11 до 13, см. фиг.1 и 2 соответственно), обусловливая, согласно уравнению Холла-Петча, зернограничное упрочнение, сопровождающееся повышением предела текучести, а также пластичности и термостойкости наплавленного металла. Высокая дисперсность порошка тугоплавких частиц значительно усиливает модифицирующий эффект.The introduction of titanium carbonitride with a particle size of 0.01 ... 0.1 μm into the composition of the flux-cored wire of the UPP allows to increase the operational properties of the deposited metal. Particles of titanium carbonitride, which have high thermodynamic stability, undergoing insignificant dissolution in the metal melt, pass from the charge of the wire into the weld pool, affecting the kinetics of crystallization of the deposited metal. As a result, the effect of metal modification is ensured, which leads to a decrease in grain size (grain score increases from 11 to 13, see Figs. 1 and 2, respectively), causing, according to the Hall-Petch equation, grain-boundary hardening, accompanied by an increase in yield strength, as well as ductility and heat resistance of the weld metal. The high dispersion of the powder of refractory particles significantly enhances the modifying effect.
Наличие равномерно распределенных в матрице металла ультрадисперсных частиц карбонитрида титана, дисперсных нитридов и карбонитридов титана, кристаллизовавшихся из расплава, а также интерметаллидов Fe2Mo и нитридов хрома Cr2N, выделяющихся из твердого раствора при высоких температурах, создает повышенное сопротивление движению дислокации в металле при его пластическом деформировании, реализуя эффект упрочнения наплавленного металла по механизму Орована.The presence of ultrafine particles of titanium carbonitride, dispersed nitrides and titanium carbonitrides uniformly distributed in the metal matrix, crystallized from the melt, as well as Fe 2 Mo intermetallides and chromium nitrides Cr 2 N released from the solid solution at high temperatures creates an increased resistance to dislocation movement in the metal at its plastic deformation, realizing the effect of hardening of the deposited metal by the Orowan mechanism.
Доля УДП карбонитрида титана в процентах от массы проволоки составляет 0,2… 0,6 масс.%, причем введение в шихту проволоки свыше 0,6 масс.%. УДП карбонитрида титана уже не приводит к существенному повышению эффекта модифицирования, одновременно вызывая увеличение стоимости порошковой проволоки. Введение в шихту проволоки менее 0,2 масс.% УДП карбонитрида титана не обеспечивает достаточного эффекта модифицирования и повышения термостойкости наплавленного металла.The fraction of titanium carbonitride UDP in percent of the mass of the wire is 0.2 ... 0.6 wt.%, And the introduction of more than 0.6 wt.% Into the wire charge. The UDP of titanium carbonitride no longer leads to a significant increase in the effect of modification, while simultaneously causing an increase in the cost of cored wire. The introduction of less than 0.2 wt.% UDP of titanium carbonitride into the wire charge does not provide a sufficient effect of modifying and increasing the heat resistance of the deposited metal.
Содержание хрома в шихте проволоки в пределах 20…23 масс.% обеспечивает (при содержании других компонентов шихты проволоки, в том числе азотированного хрома, в указанных диапазонах) количество остаточного аустенита в наплавленном металле в диапазоне от 20 до 60 об.%, что обусловливает его повышенную пластичность и термостойкость. С повышением содержания хрома в шихте проволоки также возрастают жаростойкость наплавленного металла и растворимость азота в твердом растворе. Уменьшение содержания хрома в шихте проволоки менее 20 масс.% приводит к снижению жаростойкости и увеличению доли мартенситной составляющей в структуре металла, что снижает его пластичность. Содержания хрома в шихте проволоки более 23 масс.% ограничено появлением в структуре металла δ-феррита, вызывающего понижение термостойкости и жаропрочность наплавленного металла.The chromium content in the charge of the wire within 20 ... 23 wt.% Provides (when the content of other components of the charge of the wire, including nitrided chromium, in the indicated ranges) the amount of residual austenite in the deposited metal in the range from 20 to 60 vol.%, Which leads to its increased ductility and heat resistance. With an increase in the chromium content in the charge of the wire, the heat resistance of the deposited metal and the solubility of nitrogen in the solid solution also increase. A decrease in the chromium content in the charge of the wire of less than 20 wt.% Leads to a decrease in heat resistance and an increase in the proportion of the martensitic component in the metal structure, which reduces its ductility. The chromium content in the charge of the wire more than 23 wt.% Is limited by the appearance of δ-ferrite in the metal structure, causing a decrease in heat resistance and heat resistance of the deposited metal.
Содержание в порошковой проволоке никеля в пределах 6… 8 масс.% обеспечивает повышение вязкости и жаростойкости наплавленного металла. Увеличение содержания никеля в шихте проволоки более 8 масс.% приводит к снижению точки мартенситного превращения наплавленного металла и повышению количества аустенитной составляющей, снижая жаропрочность наплавленного металла. Кроме того, чрезмерное содержание никеля в шихте порошковой проволоки снижает растворимость азота в наплавленном ей металле. Снижение содержания никеля в шихте порошковой проволоки менее 6 масс.%, не оказывая существенного влияния на соотношение аустенитной и мартенситной составляющих, вызывает образование в структуре δ-феррита,The content of nickel in the flux-cored wire within 6 ... 8 wt.% Provides an increase in the viscosity and heat resistance of the deposited metal. An increase in the nickel content in the wire charge of more than 8 wt.% Leads to a decrease in the point of martensitic transformation of the deposited metal and an increase in the amount of the austenitic component, reducing the heat resistance of the deposited metal. In addition, the excessive nickel content in the flux-cored wire mixture reduces the solubility of nitrogen in the weld metal. A decrease in the nickel content in the batch of flux-cored wire of less than 6 wt.%, Without significantly affecting the ratio of austenitic and martensitic components, causes the formation of δ-ferrite in the structure,
Вводимый в шихту проволоки ферромолибден позволяет обеспечить высокую термостойкость, жаропрочность, твердость и износостойкость наплавленного металла, что обеспечивается при выделении в нем дисперсных карбидов МоС и интерметаллидов Fe2Mo. Данные фазы обеспечивают повышенное сопротивление движению дислокации при высокотемпературном пластическом деформировании наплавленного металла, а также существенно повышают его усталостную прочность. В то же время чрезмерное содержание ферромолибдена (свыше 9 масс.%) приводит к появлению δ-феррита в структуре наплавленного металла. Оптимальное содержание молибдена в наплавленном металле, обеспечивающее высокий уровень указанных свойств, достигается при введении в шихту порошковой проволоки 8…9 масс.% ферромолибдена.The ferromolybdenum introduced into the wire batch allows for high heat resistance, heat resistance, hardness and wear resistance of the deposited metal, which is ensured by the precipitation of dispersed MoC carbides and Fe 2 Mo intermetallics in it. These phases provide increased resistance to dislocation motion during high-temperature plastic deformation of the deposited metal, and also significantly increase its fatigue strength. At the same time, the excessive content of ferromolybdenum (over 9 wt.%) Leads to the appearance of δ-ferrite in the structure of the deposited metal. The optimum content of molybdenum in the deposited metal, providing a high level of these properties, is achieved by introducing 8 ... 9 wt.% Ferromolybdenum into the charge of flux-cored wire.
Наличие в составе шихты порошковой проволоки ферротитана в количестве 0,2…0,6 масс.% позволяет, наряду с марганцем и кремнием, поступающими из расплавленного основного металла и ферросплавов, обеспечить раскисление наплавленного металла, а также реализовать механизм дополнительного его упрочнения дисперсными выделениями нитридов и карбонитридов титана. Введение ферротитана в шихту проволоки в количестве менее 0,2 масс.% не оказывает значительного влияния на технологические и эксплуатационные свойства наплавленного металла. Повышение содержания ферротитана в шихте проволоки свыше 0,6 масс.% приводит к существенному обеднению твердого раствора наплавленного металла азотом в результате образования нитридов титана. При этом образующиеся нитриды титана относительно крупные, что нивелирует их роль в качестве барьеров при движении дислокации, снижая жаропрочность наплавленного металла, также повышается уровень микронапряжений в наплавленном металле при его нагреве, что вызывает снижение его термостойкости.The presence in the mixture of a flux-cored wire of ferrotitanium in an amount of 0.2 ... 0.6 wt.% Allows, along with manganese and silicon coming from the molten base metal and ferroalloys, to provide deoxidation of the deposited metal, as well as to implement a mechanism for its additional hardening by dispersed nitride precipitates and titanium carbonitrides. The introduction of ferrotitanium into the charge of the wire in an amount of less than 0.2 wt.% Does not significantly affect the technological and operational properties of the weld metal. An increase in the content of ferrotitanium in the charge of the wire over 0.6 wt.% Leads to a significant depletion of the solid solution of the deposited metal with nitrogen as a result of the formation of titanium nitrides. In this case, the titanium nitrides formed are relatively large, which eliminates their role as barriers in the movement of dislocations, reducing the heat resistance of the deposited metal, and also increases the level of microstresses in the deposited metal when it is heated, which causes a decrease in its heat resistance.
Введение в состав порошковой проволоки кремнефтористого натрия Na2SiF6 в количестве 0,8…1,0 масс.% позволяет значительно снизить содержание водорода в наплавленном металле, вследствие образования при его термическом разложении тетрафторида кремния SiF4, связывающего водород во фтороводород HF, нерастворимый в металле и дегазирующийся из сварочной ванны. Низкое содержание водорода снижает вероятность образования пор в наплавленном металле и повышает его стойкость к образованию трещин. Введение в шихту проволоки менее 0,8 масс.% кремнефтористого натрия повышает вероятность образования пор и «водородных» трещин, а содержание кремнефтористого натрия в шихте проволоки свыше 1,0 масс.% приводит к снижению устойчивости сварочной дуги и повышению разбрызгивания электродного металла.Introduction to the composition of the flux-cored wire of sodium silicofluoride Na 2 SiF 6 in an amount of 0.8 ... 1.0 wt.% Can significantly reduce the hydrogen content in the deposited metal, due to the formation of silicon tetrafluoride SiF 4 , which binds hydrogen to hydrogen fluoride HF, during its thermal decomposition, insoluble in metal and degassed from the weld pool. The low hydrogen content reduces the likelihood of pore formation in the deposited metal and increases its resistance to cracking. The introduction of less than 0.8 wt.% Sodium silicofluoride into the wire batch increases the likelihood of pore formation and "hydrogen" cracks, and the content of sodium silicofluoride in the wire batch exceeds 1.0 wt.% Leads to a decrease in the stability of the welding arc and increased spatter of the electrode metal.
Использовать предлагаемую порошковую проволоку наиболее рационально при дуговой наплавке в среде аргона. Наплавка в аргоне, инертном по отношению к расплавленному металлу, позволяет обеспечить качественную металлургическую защиту реакционной зоны сварки и получить высококачественный наплавленный металл. При этом значительно снижается степень окисления легирующих элементов, что повышает их коэффициенты перехода в наплавленный металл и исключает необходимость использования большого количества раскислителей в составе шихты порошковой проволоки. Снижение количества сульфидных, фосфидных, оксидных и силикатных соединений в наплавленном металле, по сравнению с наплавкой самозащитными порошковыми проволоками, повышает его механические свойства и сопротивление к образованию трещин. Также отпадает необходимость удаления шлаковой корки и зачистки поверхности металла при многослойной наплавке.Using the proposed flux-cored wire is most rational for arc surfacing in an argon medium. Surfacing in argon, which is inert with respect to molten metal, allows to provide high-quality metallurgical protection of the reaction zone of welding and to obtain high-quality deposited metal. At the same time, the degree of oxidation of alloying elements is significantly reduced, which increases their conversion factors to the deposited metal and eliminates the need to use a large number of deoxidizing agents in the composition of a flux-cored wire charge. The decrease in the number of sulfide, phosphide, oxide and silicate compounds in the deposited metal, compared to surfacing with self-shielded flux-cored wires, increases its mechanical properties and resistance to cracking. There is also no need to remove the slag crust and to clean the metal surface during multilayer surfacing.
На фиг.1 показана микроструктура наплавленного металла, полученного с использованием заявленной порошковой проволоки, содержащей в шихте 0,2 масс.% УДП карбонитрида титана (×1000); на фиг.2 - микроструктура наплавленного металла, полученного с использованием заявленной порошковой проволоки, содержащей в шихте 0,6 масс.% УДП карбонитрида титана (×1000).Figure 1 shows the microstructure of the deposited metal obtained using the claimed flux-cored wire containing in the mixture 0.2 wt.% UDP of titanium carbonitride (× 1000); figure 2 - the microstructure of the deposited metal obtained using the claimed flux-cored wire containing in the mixture of 0.6 wt.% UDP of titanium carbonitride (× 1000).
Пример. Опытные образцы проволок диаметром 2,6 мм трех различных составов (табл.1) изготавливали с использованием ленты размером 0,5×12 мм из стали 08кп по известной в технике технологии. Коэффициент заполнения проволок порошкообразной шихтой составлял 46…47%.Example. Prototypes of wires with a diameter of 2.6 mm in three different compositions (Table 1) were made using a tape measuring 0.5 × 12 mm from 08kp steel according to the technology known in the art. The fill factor of the wires with a powder mixture was 46 ... 47%.
Дуговую наплавку на пластины из стали Ст3пс (по ГОСТ 380-2005) осуществляли колеблющимся электродом в среде аргона. Размеры пластин составляли 80×150 мм при толщине 14 мм (в соответствие с ГОСТ 26101-84). Основные параметры режима: сварочный ток (постоянный, полярность обратная) - 220-250 А, напряжение на дуге - 25-27 В, скорость поперечных перемещений электрода - 4,2 см/с, размах колебаний электрода - 25-30 мм, скорость наплавки - 0,2-0,3 см/с, вылет электрода - 35…40 мм, расход аргона - 15…18 л/мин. В процессе наплавки формировали слои металла толщиной 4-5 мм с долей участия металла основы 32-35%. Получали хорошо сформированный наплавленный металл без пор, трещин, отслоений.Arc surfacing on plates made of St3ps steel (according to GOST 380-2005) was carried out by an oscillating electrode in an argon atmosphere. The dimensions of the plates were 80 × 150 mm with a thickness of 14 mm (in accordance with GOST 26101-84). The main parameters of the mode: welding current (constant, reverse polarity) - 220-250 A, arc voltage - 25-27 V, the speed of transverse movements of the electrode - 4.2 cm / s, the amplitude of the oscillations of the electrode - 25-30 mm, surfacing speed - 0.2-0.3 cm / s, electrode overhang - 35 ... 40 mm, argon consumption - 15 ... 18 l / min. During the deposition process, metal layers of 4-5 mm thickness were formed with a 32-35% participation of the base metal. A well-formed deposited metal was obtained without pores, cracks, or delaminations.
Стойкость наплавленного металла к высокотемпературной (800°С) пластической деформации определяли путем склерометрических испытаний образцов, нагретых проходящим током, в атмосфере инертного газа, а за критерий стойкости I принимали величину, обратную объему металла трека, выдавленного индентором Роквелла при скрайбировании по полированной поверхности образца. Термостойкость наплавленного металла оценивали по количеству циклов нагрев-охлаждение N (термических ударов), приводящих к появлению трещин термической усталости. Жаростойкость G наплавленного металла (при 800°С) оценивали по привесу окалины на единицу площади при выдержке 10 ч в печи. Результаты сравнительных испытаний представлены в таблице 2.The resistance of the deposited metal to high-temperature (800 ° С) plastic deformation was determined by sclerometric testing of samples heated by a passing current in an inert gas atmosphere, and the resistance volume criterion I was taken as the reciprocal of the volume of the metal of the track extruded by the Rockwell indenter when scribing along the polished surface of the sample. The heat resistance of the deposited metal was evaluated by the number of heating-cooling cycles N (thermal shocks), leading to the appearance of cracks of thermal fatigue. The heat resistance G of the weld metal (at 800 ° С) was evaluated by the weight gain of the scale per unit area during 10 h exposure in the furnace. The results of comparative tests are presented in table 2.
Анализ полученных данных показывает, что наилучшим комплексом свойств обладает металл, полученный наплавкой порошковой проволокой состава 2. При содержании компонентов в шихте проволоки в заявляемых пределах обеспечивается формирование мартенситно-аустенитной структуры, упрочненной дисперсными выделениям TiN, TiCN, Cr2N, Fe2Mo. Модифицирование наплавленного металла ультрадисперсными частицами карбонитрида титана позволило обеспечить формирование мелкозернистой структуры, обладающей высокой пластичностью и вязкостью. Твердость наплавленного металла составляет 41-44 HRC, причем в процессе работы остаточный метастабильный аустенит способен претерпевать мартенситное превращение, обеспечивая дополнительный прирост твердости до 50-52 HRC.An analysis of the obtained data shows that the metal obtained by surfacing with a flux-cored wire of composition 2 has the best set of properties. When the components in the charge of the wire are within the declared limits, a martensitic-austenitic structure hardened by dispersed precipitates of TiN, TiCN, Cr 2 N, Fe 2 Mo is formed. Modification of the deposited metal with ultrafine particles of titanium carbonitride allowed the formation of a fine-grained structure with high ductility and viscosity. The hardness of the deposited metal is 41-44 HRC, and during operation, the residual metastable austenite is able to undergo martensitic transformation, providing an additional increase in hardness up to 50-52 HRC.
Повышенные коэффициент заполнения предлагаемой порошковой проволоки и коэффициенты перехода легирующих элементов позволили получить наплавленный металл, обладающий высокими эксплуатационными свойствами, уже в первом слое. Это позволяет снизить себестоимость изготовительной и восстановительной наплавки деталей оборудования и инструмента, работающих в условиях высокотемпературного термосилового воздействия. Возможность однослойной наплавки уменьшает проблему появления отпускной хрупкости наплавленного металла, связанную с термическим воздействием на него при наплавке последующих слоев.The increased fill factor of the proposed flux-cored wire and the transition coefficients of alloying elements made it possible to obtain a deposited metal with high performance properties already in the first layer. This allows you to reduce the cost of manufacturing and reconditioning surfacing of equipment parts and tools operating in conditions of high temperature thermal power. The possibility of single-layer surfacing reduces the problem of the appearance of temper brittleness of the deposited metal associated with the thermal effect on it during the surfacing of subsequent layers.
Предложенная порошковая проволока позволяет на 30% повысить термостойкость и жаростойкость наплавленного металла по сравнению с прототипом, а также позволяет снизить ресурсоемкость формируемого наплавленного покрытия за счет получения указанных эксплуатационных свойств металла уже в первом слое.The proposed flux-cored wire allows 30% to increase the heat resistance and heat resistance of the deposited metal in comparison with the prototype, and also reduces the resource consumption of the formed deposited coating by obtaining the specified operational properties of the metal in the first layer.
Claims (1)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2011153170/02A RU2478030C1 (en) | 2011-12-26 | 2011-12-26 | Powder wire for building up |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2011153170/02A RU2478030C1 (en) | 2011-12-26 | 2011-12-26 | Powder wire for building up |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2478030C1 true RU2478030C1 (en) | 2013-03-27 |
Family
ID=49151418
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2011153170/02A RU2478030C1 (en) | 2011-12-26 | 2011-12-26 | Powder wire for building up |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2478030C1 (en) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2619547C1 (en) * | 2015-12-23 | 2017-05-16 | Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Волгоградский государственный технический университет" (ВолгГТУ) | Flux cored wire for welding deposition |
| RU2682940C1 (en) * | 2018-06-06 | 2019-03-25 | Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Омский государственный технический университет" | Flux cored wire |
| CN110343996A (en) * | 2019-07-30 | 2019-10-18 | 天津创真金属科技有限公司 | The thin layer carbonitriding heat treatment process of light-duty vehicle clutch main plate |
| CN114248040A (en) * | 2021-12-20 | 2022-03-29 | 武汉铁锚焊接材料股份有限公司 | High-strength anti-crack metal powder cored flux-cored wire for engineering machinery |
| RU2820636C1 (en) * | 2023-10-17 | 2024-06-06 | Алексей Сергеевич Смоленцев | Flux cored wire for welding medium-alloyed high-strength steels |
| CN119635081A (en) * | 2024-12-26 | 2025-03-18 | 山东聚力焊接材料有限公司 | A flux-cored welding wire and its preparation method and use |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU833410A1 (en) * | 1979-11-23 | 1981-05-30 | Ордена Ленина И Ордена Трудовогокрасного Знамени Институт Электро-Сварки Им. E.O.Патона Ah Украинскойсср | Powder wire composition |
| RU2294273C2 (en) * | 2005-03-09 | 2007-02-27 | Закрытое акционерное общество "Завод сварочных материалов" | Powder wire for surfacing |
| RU2350448C2 (en) * | 2007-03-15 | 2009-03-27 | Государственное Образовательное Учреждение Высшего Профессионального Образования "Омский Государственный Технический Университет" | Flux cored electrode |
| RU2429957C1 (en) * | 2010-04-05 | 2011-09-27 | Государственное Образовательное Учреждение Высшего Профессионального Образования "Омский Государственный Технический Университет" | Flux cored wire |
-
2011
- 2011-12-26 RU RU2011153170/02A patent/RU2478030C1/en not_active IP Right Cessation
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU833410A1 (en) * | 1979-11-23 | 1981-05-30 | Ордена Ленина И Ордена Трудовогокрасного Знамени Институт Электро-Сварки Им. E.O.Патона Ah Украинскойсср | Powder wire composition |
| RU2294273C2 (en) * | 2005-03-09 | 2007-02-27 | Закрытое акционерное общество "Завод сварочных материалов" | Powder wire for surfacing |
| RU2350448C2 (en) * | 2007-03-15 | 2009-03-27 | Государственное Образовательное Учреждение Высшего Профессионального Образования "Омский Государственный Технический Университет" | Flux cored electrode |
| RU2429957C1 (en) * | 2010-04-05 | 2011-09-27 | Государственное Образовательное Учреждение Высшего Профессионального Образования "Омский Государственный Технический Университет" | Flux cored wire |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2619547C1 (en) * | 2015-12-23 | 2017-05-16 | Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Волгоградский государственный технический университет" (ВолгГТУ) | Flux cored wire for welding deposition |
| RU2682940C1 (en) * | 2018-06-06 | 2019-03-25 | Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Омский государственный технический университет" | Flux cored wire |
| CN110343996A (en) * | 2019-07-30 | 2019-10-18 | 天津创真金属科技有限公司 | The thin layer carbonitriding heat treatment process of light-duty vehicle clutch main plate |
| CN114248040A (en) * | 2021-12-20 | 2022-03-29 | 武汉铁锚焊接材料股份有限公司 | High-strength anti-crack metal powder cored flux-cored wire for engineering machinery |
| CN114248040B (en) * | 2021-12-20 | 2023-03-10 | 武汉铁锚焊接材料股份有限公司 | High-strength anti-crack metal powder cored flux-cored wire for engineering machinery |
| RU2820636C1 (en) * | 2023-10-17 | 2024-06-06 | Алексей Сергеевич Смоленцев | Flux cored wire for welding medium-alloyed high-strength steels |
| CN119635081A (en) * | 2024-12-26 | 2025-03-18 | 山东聚力焊接材料有限公司 | A flux-cored welding wire and its preparation method and use |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5157606B2 (en) | TIG welding method of high strength steel using flux cored wire | |
| US10065272B2 (en) | Super high-strength flux cored arc welded joint having excellent impact toughness, and welding wire for manufacturing same | |
| EP2374571B1 (en) | Flux-cored wire for gas-shielding arc welding | |
| JP2004058086A (en) | Flux-cored wire for gas shielded metal arc welding for low-alloy heat resisting steel | |
| RU2619547C1 (en) | Flux cored wire for welding deposition | |
| JP6245417B1 (en) | Steel | |
| RU2478030C1 (en) | Powder wire for building up | |
| KR20110091847A (en) | Flux and Wire for Submerged Arc Welding of CrMo Steel | |
| KR20170021891A (en) | Flux-cored wire for gas-shielded arc welding | |
| WO2018047881A1 (en) | Flux cored wire for gas shield arc welding and welding metal | |
| CN100525989C (en) | Metallic flux cored wire, welding process with the same, and process for production of welded joints having high fatigue strength with little slag | |
| WO2019142835A1 (en) | Flux-cored wire for gas shield arc welding | |
| US4071734A (en) | Powder electrode strip for surfacing with wear-resistant alloy | |
| JP6235402B2 (en) | Weld metal with excellent strength, toughness and SR cracking resistance | |
| JP2022061854A (en) | Welded joint manufacturing method | |
| JP2014198344A (en) | Submerged arc welding method for high strength steel | |
| JP4676940B2 (en) | Manufacturing method of metal-based flux cored wire with low slag and high fatigue strength welded joint | |
| RU2294273C2 (en) | Powder wire for surfacing | |
| CN112512742A (en) | Solid welding wire and method for manufacturing welded joint | |
| JP4309172B2 (en) | Low hydrogen coated arc welding rod for low alloy heat resistant steel | |
| JP2017001048A (en) | Weld metal, welded structure, and flux-cored wire | |
| RU204457U1 (en) | Wire with nominal diameter up to 5 mm for surfacing rollers of continuous casting machines | |
| Prasad et al. | Effect of manual and automatic activated tungsten inert gas welding using single component fluxes on stainless steel AISI-304 | |
| JP3718323B2 (en) | Flux-cored wire for multi-electrode vertical electrogas arc welding for extra heavy steel | |
| WO2018047879A1 (en) | Flux cored wire for gas shield arc welding and welding metal |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20151227 |