39

Министерство образования и науки

российской федерации

Государственное образовательное учреждение

высшего профессионального образования

«Юго-Западный государственный университет»

Кафедра ''Материаловедение и сварочное производство''

УТВЕРЖДАЮ

Первый проректор –

Проректор по учебной работе

_____________Е.А. Кудряшов

«____»_____________2011 г.

ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ СВАРКИ ПЛАВЛЕНИЕМ

КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ

Методические указания к выполнению курсовой работы

для студентов специальности 150202.65

Курск 2011

У ДК 621.791

Составители ю.А. Артеменко, е.В. Рыжков

Рецензент

кандидат технических наук Н.М. Гайдаш

Технологические основы сварки плавлением конструкционных сталей и сплавов [Текст]: методические указания к выполнению курсовой работы /Юго-Зап. гос. ун-т; сост.: Ю.А. Артеменко, Е.В. Рыжков Курск, 2011. 40с. Табл. 13. Ил. 10. Библиогр.: 7 назв.

Излагаются методические рекомендации к выполнению курсовой работы по дисциплине «Технологикие основы сварки плавлением конструкционных сталей и сплавов». Указываются порядок расчета параметров режима сварки конструкционных сталей и оформления расчетно-пояснительной записки.

Методические указания соответствуют требованиям ГОС 2000 направления 651400 «Машиностроительные технологии и оборудование» специальности 150202.65 «Оборудование и технология сварочного производства»

Текст печатается в авторской редакции

Подписано в печать .Формат 60x84 1/16.

Усл. печ. л. . Уч.-изд. л. . Тираж 30 экз. Заказ Бесплатно

Юго-Западный государственный университет.

305040 Курск, ул. 50 лет Октября, 94.

1. СОДЕРЖАНИЕ КУРСОВОЙ РАБОТЫ

Легированные стали широко используют в различных конструкциях взамен углеродистых в строительстве трубопроводов, мостов, сосудов для нефтехимического производства и др. Они обеспечивают снижение металлоёмкости на 20-50%. Увеличение содержания легирующих элементов оказывает существенное влияние на свариваемость, повышая закаливаемость, что сопровождается снижением сопротивления сварных соединений образованию холодных трещин. Технология сварки должна проектироваться с учетом того, что при уменьшении погонной энергии сварки и увеличении интенсивности охлаждения зоны термического влияния возрастает вероятность распада аустенита с образованием закалочных структур, что снижает сопротивляемость сварных соединений образованию холодных трещин и хрупкому разрушению. При повышенных значениях погонной энергии и чрезмерном подогреве наблюдается рост зерна аустенита, может формироваться грубозернистая феррито-перлитная структура видманштеттового типа с пониженной ударной вязкостью.

Целью курсовой работы (КР) является углубление и закрепление знаний студентов в области технологии и оборудовании сварки конструкционных сталей.

Исходные данные к КР (Приложение.1):

– марка стали;

– толщина листа;

– способ сварки (ручная дуговая или сварка в среде СО₂).

КР оформляется в виде расчетно-пояснительной записки, в которой рассматриваются следующие вопросы:

а) характеристика заданной стали (химсостав, механические свойства, термокинетическая диаграмма) [1];

б) оценка свариваемости;

в) выбор формы подготовки кромок под сварку

г) расчет режимов сварки

д) расчет скорости охлаждения зоны термического влияния (ЗТВ) и сравнение ее с рекомендуемой для данной стали;

е) выбор метода регулирования скорости охлаждения З.Т.В.

ж) выбор сварочных материалов

з) выбор сварочного оборудования

2. Сведения из теории

2.1. Фазовые превращения в сталях при сварке

Значительная роль в современных исследованиях свариваемости отводится изучению кинетики фазовых превращений с построением анизотермических диаграмм превращения аустенита применительно к сварочным условиям изменения температур. Такие диаграммы, дополненные данными о фазовом составе, морфологии структур, образовавшихся в результате превращения аустенита, а также результатами механических испытаний, позволяют прогнозировать структуру и свойства сварных соединений с учетом возможных изменений условий сварки и выбрать рациональные параметры сварочной технологии.

Как известно, движущей силой любого превращения является разность энергий начального и конечного состояний. В зависимости от химического состава и исходной структуры, параметров термического цикла сварки и последующей термической обработки в результате превращения аустенита образуются структуры, отличающиеся по фазовому составу, морфологии и дисперсности. Вследствие неоднородности теплового поля источника сварочного нагрева структура по этим и другим показателям оказывается неоднородной по зоне термического влияния сварных соединений. Фазовые превращения, таким образом, оказывают доминирующее влияние на внутреннее строение сталей и в конечном счете на их механические свойства. Важнейшими фазовыми превращениями в сталях являются ферритное, перлитное, бейнитное (промежуточное) и мартенситное.

Из-за отсутствия физически обоснованных расчетных моделей информацию о протекании фазовых превращений аустенита получают с помощью экспериментальных методов исследования. В исследовательской практике нашли широкое распространение диаграммы превращений аустенита и структурные диаграммы, полученные на основе дилатометрирования.

Учитывая, что фазовые превращения при термической обработке сталей и их сварке протекают в переменных температурно-временных условиях, представляют интерес термокинетические диаграммы превращения аустенита. Соответствующие диаграммы с обозначением характеристических длительностей охлаждения для феррита t_ф , перлита t_п и бейнита t_б и температур начала превращения аустенита представлены на рис. 2.1.

Рис. 2.1. Термокинетическая диаграмма превращений аустенита

Ферритное превращение. Линия ф1-ф на диаграмме характеризует начало распада переохлаждённого аустенита с выделением структурно-свободного феррита. Феррит, как известно, представляет собой твёрдый раствор углерода в α-железе. Растворимость углерода в α-железе максимальна при 723С и достигает 0.02%, а при комнатной температуре снижается до 10^-6 – 10^-7 % (по массе).

В зависимости от температуры аустенизации, а следовательно, от размера исходного зерна аустенита и условий его охлаждения, возникают различные разновидности феррита. При медленном охлаждении аустенит распадается с образованием полиэдрического феррита, а при быстром – игольчатого феррита. Местом зарождения полиэдрического феррита являются преимущественно границы исходного аустенитного зерна.

В отличии от этого «нормального» механизма образования феррита крупнозернистый аустенит при относительно быстром охлаждении распадается с образованием видманштеттового феррита, имеющего четко выраженную крупноигольчатую структуру. Для видманштеттового феррита характерна повышенная плотность дислокации и отсутствие карбидных включений внутри кристаллов.

Установлено, что механизм образования такого феррита совпадает с мартенситным, о чем свидетельствует появление микрорельефа на поверхности шлифа и рост кристаллов в пределах одного зерна аустенита. Скорость роста ферритового зерна лимитируется скоростью диффузионного перераспределения углерода и соответствует (200 – 800)·10^-7 см/с.

Выделение структурно-свободного феррита способствует вытеснению углерода в аустенит. При достижении эвтектоидной концентрации углерода в аустените (точка S на диаграмме Fe – C) начинается перлитное превращение с образованием феррито-цементитной смеси – перлита (линия п1 – п на рис. 1). Составляющие этой смеси имеют пластинчатую форму. С увеличением интенсивности охлаждения (уменьшением длительности пребывания в интервале температур 800-500^оС t_8-5) при продвижении от точки п1 к точке п по линии п1 – п содержание перлита в структуре вначале увеличивается до максимального значения, а затем уменьшается.

В гомогенном аустените зародыши цементита появляются в обогащенных по углероду участках -фазы на границах бывшего зерна аустенита или на нерастворившихся карбидных частицах. Важнейшими характеристиками перлитной структуры являются межпластинчатое расстояние  и размеры колоний.  при прочих равных условиях зависит от степени переохлаждения аустенита и не зависит от размера исходного зерна аустенита.  уменьшается с увеличением степени переохлаждения аустенита.

По мере снижения температурного интервала превращения принято различать собственно перлит ( = 5·10^-4  9·10^-4 мм), сорбит ( = 3·10^-4 – 4·10^-4 мм) и троостит ( = 1·10^-4 – 2·10^-4 мм).

Размер перлитных колоний зависит от соотношения линейной скорости роста (л.с.р.) и скорости зарождения центров (с.з.ц.) перлита. Два процесса определяют дисперсность перлитных колоний – рост зерна аустенита и превышение степени его гомогенизации. При этом, с одной стороны, уменьшается число центров зарождения перлитных колоний, с другой – укрупняются перлитные колонии. Одновременно уменьшается , так как гомогенное и крупное зерно аустенита способно к большому переохлаждению. На этот процесс накладывают ограничения легирующие элементы, оказывая замедляющее влияние на диффузию углерода.

Скорость роста перлита соответствует примерно 2·10^-6 см/с. Ускорению перлитного превращения способствует пластическая деформация аустенита.

Мартенсит является пересыщенным твёрдым раствором углерода в α-железе. Концентрация в нём растворённого углерода и легирующих элементов такая же, как и в исходном аустените.

Кристаллы мартенсита растут со скоростью, достигающей 10⁵ см/с. Природа мартенсита была изучена Г.В.Курдюмовым. Кристаллическая решетка мартенсита является объёмно-центрированной, тетрагональной. Тетрагональность возрастает с увеличением содержания углерода в твёрдом растворе.

Мартенсит образуется внутри аустенитного зерна. Все препятствия для движения дислокации, такие как границы зёрен, включения, карбиды уменьшают размер мартенситных кристаллов.

В мелком исходном аустенитном зерне образуются дисперсные кристаллы мартенсита, строение которых не выявляется с помощью светового микроскопа. Такой мартенсит называется «бесструктурным» или гарденитом.

Образование мартенситного кристалла происходит в два этапа. Первоначально возникает плоскость сдвига, а затем по обе стороны от неё осуществляется γ  α-перестройка кристаллической решетки.

Различают две морфологические разновидности мартенсита, отличающиеся строением кристаллов, субструктурой, а также плоскостью габитуса.

Пластинчатый мартенсит (синонимы: игольчатый, высоколегированный, низкотемпературный, двойниковый, многонаправленный) образуется преимущественно в средне- и высоколегированных сталях.

Ширина пластин мартенсита составляет 2-3 мкм. Субструктура пластинчатого мартенсита характеризуется тем, что уже под световым микроскопом в сечении пластин видна средняя зона травимости, называемая мидрибом. Мидриб представляет собой область с плотным расположением параллельных тонких двойниковых прослоек толщиной от нескольких единиц до сотен ангстрем.

Реечный мартенсит (синонимы: пакетный, массивный, дислокационный, низколегированный, ячеистый, бездвойниковый, высокотемпературный, ненаправленный) образуется в закалённых малоуглеродистых низко- и среднелегированных сталях.

Кристаллы реечного мартенсита имеют форму реек. Рейки объединяются в пакеты, причём в одном бывшем зерне аустенита может быть несколько пакетов. Реечный мартенсит характеризуется высокой плотностью дислокации, достигающей 10¹⁰ см^-2.

В пакетном мартенсите, полученном в результате закалки со скоростью 200С/с, отдельные участки реек разделены малоугловыми границами от нескольких десятков минут до 2-3. Ширина реечных кристаллов в пакете соответствует примерно 0.1-0.3 мкм. Она практически не зависит от скорости охлаждения в интервале изменения этого параметра от 200 до 20000С/с.

На температуру начала мартенситного превращения (линия м-б на диаграмме рис. 1) значительное влияние оказывает углерод и некоторые другие химические элементы.

Al, Co повышают температуру начала мартенситного превращения, а другие элементы, кроме кремния, - понижают. Кремний не влияет на положение температуры точки М_Н. Наиболее интенсивно поднимается температура точки М_Н с увеличением содержания углерода. Элементы, понижающие точку М_Н, увеличивают также содержание остаточного аустенита.

С повышением содержания углерода и легирующих элементов в закалённой стали происходит монотонный переход от структуры реечного мартенсита к пластинчатому. Такой переход возможен и в стали заданного химического состава за счёт увеличения интенсивности охлаждения металла при закалке.

При повышении скорости охлаждения свыше 4500С/с в структуре сталей 20 и 45 изменяется морфология образующего мартенсита от реечного к пластинчатому.

Бейнит представляет собой смесь игольчатого феррита и карбидов. Различают две морфологические разновидности бейнита – верхний и нижний. В температурном интервале превращения, близком к перлитному, образуется структура верхнего бейнита, характеризующаяся перистым строением. Бейнит, образовавшийся при температуре, незначительно превышающей температуру начала мартенситного превращения, имеет игольчатое строение и называется нижним. Рейки бейнита, как и пластины мартенсита, могут пересекать исходное аустенитное зерно.

В верхнем бейните карбидные частицы могут располагаться либо только по границам, либо по границам и внутри ферритной фазы. В нижнем бейните карбидные частицы расположены только внутри и поперёк ферритного кристалла. В первом приближении температурная граница между областями образования этих разновидностей бейнита может быть принята равной 500-550С.

Различие в строении структур верхнего и нижнего бейнита определяется тем обстоятельством, что в нижнем бейните цементит образуется в ферритных пластинах, пересыщенных углеродом, а в верхнем карбиды образуются из аустенита. Ферритные пластины или рейки объединяются в структуре бейнита в пакеты.

Для промежуточного превращения, в результате которого образуется бейнит, характерны признаки как мартенситного, так и перлитного превращений. Бейнитному превращению предшествует диффузионное перераспределение углерода в аустените. Отмеченное подтверждается увеличением периода кристаллической решетки остаточного аустенита. Последующее уменьшение периода кристаллической решетки свидетельствует о выводе углерода из твёрдого раствора в карбидную фазу и способствует реализации сдвигового (мартенситного) механизма превращения. Скорость продвижения межфазной границы феррит-аустенит, а следовательно, и скорость роста бейнита, определяется при этом скоростью диффузии углерода. Подтверждением реализации мартенситного механизма превращения является образование микрорельефа на поверхности шлифа.

Полагают, что в интервале температур бейнитного превращения наряду с обычным диффузионным потоком растворённого вещества происходит их дрейф в поле напряжений. Отличие промежуточного превращения от мартенситного – значительно меньшая скорость роста кристаллов, соответствующая 10^-5-10^-6 см/с. Малая энергия активации роста кристаллов α-фазы (50-70 кДж/моль) по сравнению с энергией диффузии углерода в аустените (130-160 кДж/моль) объясняется, по мнению Я.Б. Любова, тем, что отвод углерода от фронта растущего кристалла α-фазы происходит в поле напряжений, возникающих при реализации мартенситного механизма превращения аустенита.

Результатом влияния легирующих химических элементов является смещение температурной области промежуточного превращения в область более низких температур, при которых резко замедляется диффузионная подвижность углерода. В связи с этим содержание углерода в α-фазе возрастает. Впоследствии углерод отводится на образование карбидов.

Структура стали в результате превращения в интервале длительностей охлаждения, превышающих характеристическую длительность t_б, состоит из продуктов мартенситного превращения, верхнего и нижнего бейнита, карбидов, выделившихся из аустенита, и кристаллов α-фазы, остаточного аустенита.

Пластическая деформация аустенита как от внешнего нагружения, так и вызванная фазовым наклёпом, уменьшает скорость бейнитного превращения вследствие повышения плотности дефектов кристаллического строения.

Остаточный аустенит. С увеличением в составе сталей содержания углерода, марганца, хрома, никеля понижаются температуры начала и конца мартенситного превращения и в структуре стали сохраняется определённое количество так называемого остаточного аустенита.

Повышению количества остаточного аустенита в стали данного химического состава способствуют процессы стабилизации аустенита, вызванные прекращением охлаждения ниже температуры М_Н, или в результате замедленного охлаждения в мартенситном интервале. Предварительная деформация аустенита также способствует его стабилизации.