SU1808592A1 - Powder wire for wear resistant surfacing - Google Patents
Powder wire for wear resistant surfacing Download PDFInfo
- Publication number
- SU1808592A1 SU1808592A1 SU914940057A SU4940057A SU1808592A1 SU 1808592 A1 SU1808592 A1 SU 1808592A1 SU 914940057 A SU914940057 A SU 914940057A SU 4940057 A SU4940057 A SU 4940057A SU 1808592 A1 SU1808592 A1 SU 1808592A1
- Authority
- SU
- USSR - Soviet Union
- Prior art keywords
- flux
- cored wire
- graphite
- shs
- ferrovanadium
- Prior art date
Links
Landscapes
- Nonmetallic Welding Materials (AREA)
Description
Изобретение относится к сварке и касается состава порошковой проволоки для износостойкой наплавки деталей машин и механизмов, работающих в условиях· ударных нагрузок и интенсивного изнашивания.The invention relates to welding and relates to the composition of cored wire for wear-resistant surfacing of machine parts and mechanisms operating in conditions of · shock loads and intensive wear.
Цель изобретения - повышение сопротивляемости наплавленного металла ударным нагрузкам при высокой его стойкости против абразивного изнашивания.The purpose of the invention is to increase the resistance of the weld metal to shock loads with its high resistance to abrasion.
Указанная цель достигается за счет того, что оболочка порошковой'проволоки выполняется из малоуглеродистой стальной ленты, а порошкообразная шихта сердечника содержат карбид титана, полученный методом самораспространяющегося шихты. Шихта содержит следующие компоненты, мас.%; хром 25-35; ферросилиций 2-5: ферромарганец 2-5; феррованадий 715; графит 8-15; карбид титана, полученный методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС), алитированный железом 35-44; алюминиевый порошок 2-4 и натрийкалиевую силикатную глыбу 1-2..При этом графит (Г), феррованадий (В) и карбид титана СВ С,· алитированный железом (К), должны быть взяты в соотношении (Г):(В):(К) = 1 :(0,5-1,6):(2,7-5,5). Коэффициент заполнения порошковой проволоки должен составлять 22-27%. Сочетание в порошковой проволоке карбидообразующих элементов и графита в оптимальном соотношении при содержании остальных компонентов в предлагаемом диапазоне позволяет получить наплавленный металл с высокой сопротивляемостью ударным нагрузкам при хорошей стойкости против абразивного изнашивания. 2 табл.This goal is achieved due to the fact that the casing of the flux-cored wire is made of low-carbon steel strip, and the powdery charge of the core contains titanium carbide obtained by the method of self-propagating charge. The mixture contains the following components, wt.%; chrome 25-35; ferrosilicon 2-5: ferromanganese 2-5; ferrovanadium 715; graphite 8-15; titanium carbide obtained by the method of self-propagating high temperature synthesis (SHS), aluminized with iron 35-44; aluminum powder 2-4 and sodium-potassium silicate block 1-2... In this case, graphite (G), ferrovanadium (B) and titanium carbide CB C, · aluminized with iron (K) should be taken in the ratio (G) :( B) : (K) = 1: (0.5-1.6) :( 2.7-5.5). Powder wire fill factor should be 22-27%. The combination in the flux-cored wire of carbide-forming elements and graphite in the optimal ratio while containing the remaining components in the proposed range allows to obtain a weld metal with high resistance to shock loads with good resistance to abrasion. 2 tab.
высокотемпературного синтеза (СВС) алитированный железом, алюминиевый порошок, а калий и натрий введены в виде натрийкалиевой силикатной глыбы, при следующем соотношении компонентов, мас.%:high-temperature synthesis (SHS) aluminized with iron, aluminum powder, and potassium and sodium are introduced in the form of sodium-potassium silicate block, in the following ratio of components, wt.%:
SU»» 1808592 А1 при этом графит (Г), феррованадий (В) и карбид титана СВС, алитированный железом (К) должны быть взяты в соотношении (Г):(В):(К) = 1:(0,5-1,6):(2,7-5,5), причем коэффициент заполнения порошковой проволоки должен составлять 22-27%.SU "" 1808592 A1 wherein graphite (G), ferrovanadium (B) and titanium carbide SHS, aluminized with iron (K) should be taken in the ratio (G) :( B) :( K) = 1: (0.5- 1.6) :( 2.7-5.5), and the fill factor of the cored wire should be 22-27%.
При наличии в составе порошковой проволоки карбида титана СВС, сильного карбидообразующего элемента ванадия и регламентации соотношения содержания графита, ванадия и карбида-титана СВС, хром расходуется на легирование матрицы сплава, способствуя образованию аустенитно-мартенситной структуры основы наплавленного металла.In the presence of SHS titanium carbide in the composition of the flux-cored wire, a strong carbide-forming element of vanadium and regulation of the ratio of graphite, vanadium and titanium carbide-SHS content, chromium is spent on alloying the alloy matrix, contributing to the formation of the austenitic-martensitic structure of the deposited metal base.
Прочная и вязкая аустенитно-мартенситная матрица хорошо удерживает высоко·* твердые карбиды, предотвращает их выкрашивание при абразивном изнашиваний. Повышенная твердость матрицы сплава также способствует повышению износостойкости наплавленного металла в условиях интенсивного абразивного изнашивания. При содержании хрома в порошковой проволоке менее 25%, матрица сплава охрупчивается из-за повышения количества маотенситной составляющей. Увеличение содержания хрома в порошковой проволоке свыше 35% приводит к повышению ферритной составляющей в структуре наплавленного металла и снижению его твердости. Износостойкость наплавленного металла в общих случаях снижается.Durable and viscous austenitic-martensitic matrix well holds high · * hard carbides, prevents their chipping during abrasive wear. The increased hardness of the alloy matrix also contributes to increased wear resistance of the weld metal in conditions of intense abrasive wear. When the chromium content in the cored wire is less than 25%, the alloy matrix is embrittled due to an increase in the amount of the maotensitic component. An increase in the chromium content in the cored wire over 35% leads to an increase in the ferritic component in the structure of the deposited metal and a decrease in its hardness. The wear resistance of the weld metal is generally reduced.
Введение в состав порошковой прово-. локи карбида титана СВС способствует повышению стойкости наплавленного металла против абразивного износа за счет увеличения количества и твердости образующих карбидов.Introduction to the composition of powder wire. Locks of titanium carbide SHS helps to increase the resistance of the deposited metal against abrasive wear by increasing the amount and hardness of the forming carbides.
При введении в состав порошковой проволоки менее 35% алитированного железом зерен карбида титана размером 0,07-0,05 мкм эффективность его воздействия снижается, а при увеличении содержания карбида титана свыше 44% происходит резкое ухудшение сварочно-технологических свойств порошковой проволоки. Из-за повышенного содержания карбидов титана СВС наплавленный металл теряет жидкотекучесть, резко ухудшается формирование наплавленного слоя, отделимость шлака. При этом не наблюдается повышения износостойкости наплавленного металла из-за хрупкости.When less than 35% of iron-aluminized grains of titanium carbide with a size of 0.07-0.05 microns are introduced into the composition of the flux-cored wire, its effectiveness decreases, and with an increase in the titanium carbide content over 44%, the welding-technological properties of the flux-cored wire sharply deteriorate. Due to the increased content of SHS titanium carbides, the deposited metal loses fluidity, the formation of the deposited layer, and the separability of the slag sharply worsen. In this case, there is no increase in the wear resistance of the deposited metal due to brittleness.
Замена алитированного железом карбида титана, получаемого методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза, карбидом титана, полученного традиционным методом, не позволяет добиться высокой износостойкости наплавленного металла из-за отсутствия эффекта взрывно го распределения карбидов в наплавленном металле и снижения коэффициента перехода карбидов из проволоки в наплавленный металл.Replacing iron aluminized titanium carbide obtained by the method of self propagating high temperature synthesis with titanium carbide obtained by the traditional method does not allow one to achieve high wear resistance of the deposited metal due to the absence of the effect of explosive distribution of carbides in the deposited metal and a decrease in the coefficient of transition of carbides from wire to deposited metal.
Феррованадий в порошковой проволоке легирует карбидную фазу сплава. При совместном введении в состав порошковой проволоки карбида титана СВС и феррованадия с графитом в наплавленном металле образуется комплексные титанованадиевые карбиды. По данным рентгенострукторного анализа при содержании в покрытии карбида титана СВС, феррованадия и графита в указанных пределах карбидная фаза состоит из комплексных карбидов (TiV)C, твердость которых превышает твердость монока'рбидов титана и ванадия; Повышение твердости карбидной фазы способствует повышению износостойкости наплавленного металла при абразивном изнашивании.Ferrovanadium in flux-cored wire alloys the carbide phase of the alloy. Upon the joint introduction of titanium carbide SHS and ferrovanadium with graphite into the composition of the flux-cored wire, complex titananadium carbides are formed in the deposited metal. According to X-ray diffraction analysis, when the content of SHS, ferrovanadium and graphite in the coating is within the specified limits, the carbide phase consists of complex carbides (TiV) C whose hardness exceeds the hardness of titanium and vanadium monocarbides; Increasing the hardness of the carbide phase increases the wear resistance of the weld metal during abrasive wear.
При содержании феррованадия в порошковой проволоке менее 7% ухудшается структура карбидной фазы сплава, появляются менее твердые карбиды цементитного типа. Увеличение феррованадия свыше 15% приводит к снижению твердости наплавленного металла из-за появления феррита в матрице сплава. Износостойкость наплавленного металла в обоих случаях снижается.When the content of ferrovanadium in the flux-cored wire is less than 7%, the structure of the carbide phase of the alloy deteriorates, less hard cementite-type carbides appear. An increase in ferrovanadium over 15% leads to a decrease in hardness of the deposited metal due to the appearance of ferrite in the alloy matrix. The wear resistance of the weld metal is reduced in both cases.
Графит в порошковой проволоке содержится в количествах, обеспечивающих оптимальное легирование наплавленного металла углеродом,-необходимым как для образования карбидной фазы, так и формирования структуры матрицы сплава.·Graphite in flux-cored wire is contained in amounts that ensure optimal alloying of the deposited metal with carbon, which is necessary both for the formation of the carbide phase and the formation of the structure of the alloy matrix.
При содержании графита в порошковой проволоке меньше 8% снижается количество карбидов в наплавленном металле, происходит нежелательное легирование основы сплава карбидообразующими элементами, являющимися ферритизаторами, что приводит к снижению его твердости.When the graphite content in the flux-cored wire is less than 8%, the amount of carbides in the deposited metal decreases, undesirable alloying of the alloy base with carbide-forming elements, which are ferritizers, occurs, which leads to a decrease in its hardness.
При увеличении содержания графита в порошковой проволоке более 15% происходит увеличение содержания карбида в наплавленном металле и ухудшается их строение. Вместо высокотвердых специальных карбидов (Ti,V)C появляются менее легированные и износостойкие карбиды цементитного типа, повышается хрупкость сплава. Износостойкость наплавленного металла при запредельном содержании графита падает.When the graphite content in the flux-cored wire increases by more than 15%, the carbide content in the deposited metal increases and their structure deteriorates. Instead of high-hard special carbides (Ti, V) C, less alloyed and wear-resistant cementitious carbides appear, and the brittleness of the alloy increases. The wear resistance of the weld metal with a transcendental content of graphite decreases.
Алюминий в порошковой проволоке играет роль активного раскислителя и введен в количествах, обеспечивающих максимальный переход -легирующих элементов из покрытия в наплавленный металл.Aluminum in the flux-cored wire plays the role of an active deoxidizer and is introduced in amounts that ensure the maximum transition of β-alloying elements from the coating to the weld metal.
' При введении в порошковую проволоку алюминия менее 2% резко снижается переход титана в наплавленный металл. Повышение содержания алюминия в порошковой проволоке более 4% приводит 5 к ухудшению сварочно-технологических свойств (снижается стабильность горения дуги, повышается разбрызгивание капель металла).'When aluminum is introduced into a flux-cored wire of less than 2%, the transition of titanium into the deposited metal sharply decreases. An increase in the aluminum content in the flux-cored wire of more than 4% leads to a 5 deterioration in the welding and technological properties (the stability of arc burning decreases, the spatter of metal drops increases).
Ферросилиций и ферромарганец в по- 10 рошковой проволоке вводятся в качестве раскислителей. В отличие от более активного алюминия, защищающего расплавленный металл на стадии капли,, кремний и марганец раскисляют жидкий металл вне 15 зоны горения дуги,.в кристаллизирующейся (хвостовой) части сварочной ванны.Ferrosilicon and ferromanganese in a flux-cored wire are introduced as deoxidizing agents. In contrast to the more active aluminum protecting the molten metal at the drop stage, silicon and manganese deoxidize the liquid metal outside the arc burning zone 15 in the crystallizing (tail) part of the weld pool.
При введении в состав порошковой проволоки ферросилиция и ферромарганца менее 2% наплавленный металл раскислен 20 недостаточно, снижается перед титана и ванадия в наплавку. Повышение содержания ферросилиция и ферромарганца в порошко- ι вой проволоке более 5% приводит к чрезмерному легированию наплавленного 25 металла этими элементами, что вызывает его охрупчивание.With the introduction of less than 2% ferrosilicon and ferromanganese into the flux-cored wire, the deposited metal is not sufficiently deoxidized 20, it decreases before titanium and vanadium are deposited. An increase in the content of ferrosilicon and ferromanganese in a flux-cored wire of more than 5% leads to excessive alloying of the deposited 25 metal with these elements, which causes its embrittlement.
Натриево-калиевая глыба в составе порошковой проволоки является технологической добавкой и вводится с целью 30 улучшения реологических свойств шихты сердечника при волочении порошковой проволоки, а также в качестве стабилизатора дуги и компонента шлаковой защиты при наплавке. 35The sodium-potassium block in the composition of the flux-cored wire is a technological additive and is introduced with the aim of 30 improving the rheological properties of the core charge when drawing flux-cored wire, as well as an arc stabilizer and a component of slag protection during surfacing. 35
При введении натриево-калиевой глыбы в порошковую проволоку менее 1% эффект ее воздействия не проявляется, а при увеличении её содержания более 2% повышается гигроскопичность сердечника по- 40 рошковой проволоки, что вызывает водородную пористость наплавленного металла.When a sodium-potassium lump is introduced into a flux-cored wire of less than 1%, its effect is not manifested, and when its content exceeds 2%, the core hygroscopicity of the flux-cored wire increases, which causes the hydrogen porosity of the deposited metal.
Регламентированные пределы- содержания компонентов в порошковой проволоке позволяют обеспечить необходимый 45 уровень легирования наплавленного металла, а регламёнтирование отношения суммарного содержания карбида титана СВС и феррованадия к графиту - уточнить условия наиболее эффективного использования по- 50 тенциальных возможностей указанного легирования.The regulated limits for the content of components in the flux-cored wire make it possible to provide the required 45 level of alloying of the deposited metal, and the regulation of the ratio of the total content of SHS titanium carbide and ferrovanadium to graphite - to clarify the conditions for the most efficient use of the 50 potential possibilities of this alloying.
Состав компонентов, их соотношение, а также регламентированное соотношение карбидообразующих компонентов в шихте 55 позволяют получить наплавленный металл с высокой стойкостью против ударных нагрузок и абразивного износа. Структура такого металла состоит из высокотвердых компак тных комплексных карбидов (Tl, V)C, закрепленных в вязкой аустенитно-мартенситной матрице с помощью эксперимента было подобрано соотношение, содержания в шихте 5 порошковой проволоки графита (Г), ванадия (В) и карбида титана СВС (К) равное (Г):(В):(К) = =1:(0,5-1,6):(2,7-5.5), которое позволило при высокой износостойкости получить ударную вязкость.The composition of the components, their ratio, as well as the regulated ratio of carbide-forming components in the charge 55 make it possible to obtain a weld metal with high resistance to shock loads and abrasive wear. The structure of such a metal consists of highly hard compact complex carbides (Tl, V) C, fixed in a viscous austenitic-martensitic matrix, using the experiment, we selected the ratio of the content of graphite (G), vanadium (B) and SHS titanium carbide in the charge 5 (K) equal to (G) :( B) :( K) = = 1: (0.5-1.6) :( 2.7-5.5), which made it possible to obtain impact strength with high wear resistance.
Содержание компонентов в порошковой проволоке, а также результаты испытаний наплавленного металла на удар и изнашивание при трений о закрепленный абразив на машине Х-4Б приведены в таб15 лице 1 и таблице 2.The content of the components in the cored wire, as well as the results of tests of the deposited metal for impact and wear during friction against the fixed abrasive on the X-4B machine, are shown in table 15, table 1 and table 2.
Изготовление порошковой проволоки опытных составов производили на линии, состоящей из двух установок: устройства для изготовления порошковой проволоки 20 ОБ 1252М.00.000-02 и прямоточной волочильной машины ВМЭП-6/350. Для изготовления использовалась лента размером 1 0,5 х 12 мм из стали 08КП по ГОСТ 1985Г-74 и порошкообразные компоненты, Коэффи25 циент заполнения проволоки составил 22-27%, а диаметр 2,8±0,1 мм. Всего было изготовлено 14 вариантов проволоки, приведенных в таблице 1.The flux-cored wire of the experimental compounds was produced on a line consisting of two plants: a device for the manufacture of flux-cored wire 20 OB 1252M.00.000-02 and a direct-flow drawing machine VMEP-6/350. For manufacturing, we used a tape measuring 1 0.5 x 12 mm in size from 08KP steel according to GOST 1985G-74 and powder components, the filling factor of the wire was 22-27%, and the diameter was 2.8 ± 0.1 mm. A total of 14 wire options were made, as shown in Table 1.
Результаты испытаний, приведенные в 30 таблице 2 показывают, что составы порошковой проволоки №№ 2-6 являются оптимальными и при наплавке обеспечивают свойства наплавленного слоя с высокой износостойкостью, ударной вязкостью и не скло.н35 ных к пористости-, за счет того, что эти составы имеют соотношение компонентов в пределах заявленных в формуле изобретения и отношения (Г):(В):(К) = 1 :(0,5-1,6):(2,7-5,5).The test results shown in table 30 of Table 2 show that the flux-cored wire compositions No. 2-6 are optimal and, when surfacing, provide the properties of a deposited layer with high wear resistance, impact strength and porosity not inclined to porosity, due to the fact that these the compositions have a ratio of components within the stated in the claims and the ratio (G) :( B) :( K) = 1: (0.5-1.6) :( 2.7-5.5).
В составах №№ 7,8 и 9 износостойкость 40 и ударная вязкость, а такжё склонность к пористости ниже, чем в оптимальных составах, зё счет того, что не выполняется оптимальное содержание компонентов в составах порошковых проволок и оптимальность соотношения (Г):(В):(К).In the compositions No. 7.8 and 9, the wear resistance 40 and impact strength, as well as the tendency to porosity, are lower than in the optimal compositions, due to the fact that the optimum content of components in the flux-cored wire compositions and the optimum ratio (G) are not fulfilled :( ):(TO).
В составах №№ 10 и 11 при оптимальном соотношении (Г):(В):(К) износостойкость и ударная вязкость недостаточны за счёт того, что в этих составах не соблюдено содержание основных компонентов, указан50 ное в формуле изобретения.In the compositions No. 10 and 11 with the optimal ratio (G) :( B) :( K) the wear resistance and toughness are insufficient due to the fact that the content of the main components specified in the claims is not observed in these compositions.
В составах №№ 12,13,14при оптимальном содержании всех основных компонентов высокая износостойкость и ударная вязкость не достигаются за счет невыполне55 ния оптимального соотношения (Г):(В):(К).In compositions No. 12,13,14 with the optimal content of all the main components, high wear resistance and toughness are not achieved due to the failure to fulfill the optimal ratio (D): (B) :( K).
Образцы для испытаний на ударный из-, гиб и изнашивание получали методом вакуумной вытяжки жидкого металла в кварцевой трубки с внутренним диаметром 3,0 мм.Samples for impact, bending, and wear tests were obtained by vacuum drawing liquid metal into a quartz tube with an inner diameter of 3.0 mm.
Результаты испытаний на изнашивание выражались в виде коэффициентов относительной износостойкости:Wear test results were expressed as relative wear factors:
где ε- коэффициент относительной износостойкости:where ε is the coefficient of relative wear resistance:
Δ Рэ - весовой износ эталона, гΔ R e - weight wear of the standard, g
ΔΡη - весовой износ испытываемого образца, г.ΔΡ η - weight wear of the test sample,
Условия испытания:Test conditions:
Диаметр образца, ммSample Diameter, mm
Длина образца, мм Номинальная ударная нагрузка Абразивная поверхностьSample length, mm Nominal impact load Abrasive surface
Длина пути трения,м ЭталонThe length of the friction path, m
10-2010-20
Шлифовальная электрокорундовая шкурка 14А5НМ803 (ГОСТ 6456-82).Electrocorundum grinding sandpaper 14A5NM803 (GOST 6456-82).
Сталь 45 отожженная.Steel 45 annealed.
Испытания на ударный изгиб проводили с помощью маятникового копра МК-0.01, который был оборудован специально изготовленными державкой для крепления образцов диаметром 3 мм и маятником с плоским бойком. Запас энергии .маятника в крайнем верхнем положении составлял 0,25 кг.м. Ударную вязкость определяли путем деления работы разрушения (кг, м) на площадь поперечного сечения образца (см2) в месте излома.Impact bending tests were carried out using the MK-0.01 pendulum ram, which was equipped with a specially made holder for attaching samples with a diameter of 3 mm and a pendulum with a flat striker. The energy reserve of the pendulum in its highest position was 0.25 kg.m. Impact strength was determined by dividing the fracture work (kg, m) by the cross-sectional area of the sample (cm 2 ) at the fracture site.
Для определения склонности к пористости при наплавке валиков на пластины из стали ВСтЗсп размером 100 х 150 х 40 мм использовали экспертные оценки группы экспертов в количестве трех человек и пятибалльную шкалу оценок. Режим наплавки: сила тока 380-400 А; напряжение на дуге 28-30 В; скорость перемещения сварочной 5 головки 20 м/час,To determine the propensity for porosity during surfacing of rollers on VStZsp steel plates measuring 100 x 150 x 40 mm, expert estimates of a group of three people and a five-point rating scale were used. Surfacing mode: current strength 380-400 A; arc voltage 28-30 V; welding head 5 moving speed of 20 m / h,
Наплавку производили с помощью сварочного автомата АДС-1000.Surfacing was carried out using an automatic welding machine ADS-1000.
Claims (1)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SU914940057A SU1808592A1 (en) | 1991-05-31 | 1991-05-31 | Powder wire for wear resistant surfacing |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SU914940057A SU1808592A1 (en) | 1991-05-31 | 1991-05-31 | Powder wire for wear resistant surfacing |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| SU1808592A1 true SU1808592A1 (en) | 1993-04-15 |
Family
ID=21576550
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| SU914940057A SU1808592A1 (en) | 1991-05-31 | 1991-05-31 | Powder wire for wear resistant surfacing |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| SU (1) | SU1808592A1 (en) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2446930C1 (en) * | 2010-12-15 | 2012-04-10 | Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования Волгоградский государственный технический университет (ВолгГТУ) | Flux-cored wire |
| CN104646860A (en) * | 2015-02-12 | 2015-05-27 | 西安理工大学 | Titanium carbide enhanced type residue-free wear-resisting surfacing flux-cored wire and preparation method thereof |
| RU2645828C2 (en) * | 2015-09-01 | 2018-02-28 | Общество с ограниченной ответственностью "КубаньСпецДетальПоставка" (ООО "КСДП") | Composition of self-protective powder wire for wear-resistant welding |
| RU2687119C1 (en) * | 2018-11-23 | 2019-05-07 | Федеральное государственное автономное учреждение "Научно-учебный центр "Сварка и контроль" при МГТУ им. Н.Э. Баумана" | Filler powder wire for flux welding |
-
1991
- 1991-05-31 SU SU914940057A patent/SU1808592A1/en active
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2446930C1 (en) * | 2010-12-15 | 2012-04-10 | Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования Волгоградский государственный технический университет (ВолгГТУ) | Flux-cored wire |
| CN104646860A (en) * | 2015-02-12 | 2015-05-27 | 西安理工大学 | Titanium carbide enhanced type residue-free wear-resisting surfacing flux-cored wire and preparation method thereof |
| CN104646860B (en) * | 2015-02-12 | 2017-03-01 | 西安理工大学 | Titanium carbide enhancement mode no slag abrasion-proof overlaying welding flux-cored wire and preparation method thereof |
| RU2645828C2 (en) * | 2015-09-01 | 2018-02-28 | Общество с ограниченной ответственностью "КубаньСпецДетальПоставка" (ООО "КСДП") | Composition of self-protective powder wire for wear-resistant welding |
| RU2687119C1 (en) * | 2018-11-23 | 2019-05-07 | Федеральное государственное автономное учреждение "Научно-учебный центр "Сварка и контроль" при МГТУ им. Н.Э. Баумана" | Filler powder wire for flux welding |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4366364A (en) | Flux-cored wire for use in gas-shielded arc welding | |
| CN102069322B (en) | High-strength carbon dioxide protecting surfacing flux-cored wire | |
| BRPI0602508B1 (en) | HARD COATING ELECTRODE | |
| SU1808592A1 (en) | Powder wire for wear resistant surfacing | |
| US20030015257A1 (en) | Flux cored wire for gas shielded arc welding of high tensile strength steel | |
| US4584459A (en) | Spray transfer self-shielded tubular composite hard surfacing electrode | |
| JPH08257785A (en) | Flux cored wire for arc welding to improve low temp. crack resistance of steel weld zone | |
| CA1070394A (en) | Coated electrode | |
| EP0067494B1 (en) | Welding electrode | |
| US4719330A (en) | Welding electrode | |
| KR20100074940A (en) | Flux cored wire for gas shield arc welding having excellent resistance low-temperature crack of welding point | |
| JPH08257791A (en) | Low hydrogen covered electrode | |
| JPH09253886A (en) | Flux cored wire for gas shielded metal arc welding for 690mpa class high tensile steel | |
| JP2001329335A (en) | Low carbon sulfur based bn free cutting steel excellent in hot ductility | |
| JPS626736B2 (en) | ||
| RU2028900C1 (en) | Electrode coating for wear resistant surfacing | |
| JP3718323B2 (en) | Flux-cored wire for multi-electrode vertical electrogas arc welding for extra heavy steel | |
| JPH10272594A (en) | Low hydrogen type coated electrode | |
| JP3208556B2 (en) | Flux-cored wire for arc welding | |
| JP2528296B2 (en) | Composite wire for electrogas arc welding | |
| JPS60221197A (en) | Gas shielded flux-cored wire for hard overlay | |
| KR100505918B1 (en) | Titania type flux cored wire suitable for dual shielding gas | |
| US4340805A (en) | Welding electrode with a fluoride based slag system | |
| JPH0510199B2 (en) | ||
| US3420980A (en) | Method and material for hard-surfacing |