8

Дисциплина: Технология сварки конструкционных сталей и сплавов

Количество часов: 28 час.

ВВЕДЕНИЕ, ОСНОВНЫЕ СВЕДЕНИЯ О СПЕЦИАЛЬНЫХ

СТАЛЯХ, СПЛАВАХ.

Основная масса стальных конструкций по металлоёмкости ещё недавно приходилась на долю нелегированных углеродистых сталей, из которых изготавливали строительные конструкции, ёмкости для хранения нефтепродуктов и газов, трубопроводы, корпуса машин и т.д. Однако развитие техники, появление новых отраслей энергетики, космической и ракетной техники, привело к существенному усложнению условий работы конструкционных материалов - повышение нагрузок, повышение и понижение рабочих температур, увеличение агрессивности рабочих сред потребовало резкого увеличения объёма использования специальных конструкционных материалов, обладающих комплексом уникальных свойств, обеспечивающих надёжную эксплуатацию металлических конструкций. Поставлена задача разработки надёжных технологий получения неразъёмного соединения элементов конструкций из этих материалов, основой которых является сварка. Многообразие разработанных конструкционных материалов потребовало их квалификацию, в основу которой положено назначение их и условия эксплуатации.

В данном курсе «Технология и оборудование сварки плавлением конструкционных сталей и сплавов» рассмотрим свариваемость и технологию сварки следующих групп конструкционных материалов:

Конструкционные стали с повышенным содержанием углерода.

Высокопрочные легированные стали.

Чугуны.

Теплоустойчивые стали.

Жаростойкие высоколегированные стали и сплавы.

Жаропрочные высоколегированные стали и сплавы.

Хладостойкие стали.

Коррозионные высоколегированные стали.

Цветные металлы и сплавы.

Курс лекций построим следующим образом. Вначале рассмотрим в общем плане влияние легирующих элементов на фазовые составляющие стали, а также процессы, протекающие при нагреве и охлаждении. Затем для каждой группы конструкционных материалов дадим краткую характеристику свойств, приведём химический состав, оценим свариваемость и рассмотрим технологию сварки.

Для изучения дисциплины рекомендуется следующая литература:

1. Сварка в машиностроении. Справочник. Том 2 под ред. А.И.Акулова. М, машиностроение, 1978, 462 с.

2. Технология электрической сварки металлов и сплавов плавлением. Под ред. Б.Е. Патона. М., машиностроение, 1974, 767 с.

3. Электродуговая сварка сталей. Справочник / Н.И. Каховский, В.М. Фартушный, К. А Ющенко/, Киев. Наукова думка, 1975, 467 с.

4. Хромченко В. А. Сварка оборудования электростанций. Справочник. М., Энергия, 1977,368 с.

5. Грабин В.Ф. Металловедение сварки плавлением. Киев. Наукова думка, 1982, 416 с.

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФАЗОВЫЕ СОСТАВЛЯЮЩИЕ СТАЛИ

Легирующие элементы, введенные в сталь, по-разному взаимодействуют с основными компонентами стали - железом и углеродом, что определяет и своеобразие их влияния на свойства сталей и протекание процессов при нагреве и охлаждении при сварке

С основой стали - железом легирующие элементы дают растворы замещения. Имея различия по атомным радиусам и энергетическому состоянию атомов, легирующие элементы по разному влияют на феррит. Как правило, легирующие элементы повышают прочность и понижают пластичность феррита. В малых количествах некоторые легирующие элементы повышают вязкость (хром, марганец, никель), в больших количествах - понижают.

Взаимодействие легирующих элементов с углеродом более сложно. С одной стороны многие легирующие элементы стали (Mn, Cr , W, Mo, V, Nb, Ti) способны либо непосредственно образовывать с углеродом карбид легирующего элемента, либо заменять часть железных атомов в карбиде железа. С другой стороны, образуя растворы замещения и заменяя в кристаллической решётке часть атомов железа, разные легирующие элементы, по-разному влияя на энергетическое состояние решетки, изменяют энергетические условия взаимодействия с решёткой внедрённых атомов углерода. Это определяет различную активность атомов углерода в растворе легированных сталей.

Таким образом, легируя феррит и меняя уровень энергетических связей, легирующие элементы меняют температуру полиморфных превращений. Они влияют на активность и диффузионную подвижность атомов углерода в растворе. Такая роль легирующих элементов в изменении состояния растворённого углерода и участие их в карбидообразовании определяют воздействие их на процессы превращений, связанные с диффузионной подвижностью углерода.

Одни и те же легирующие элементы в стали, могут образовывать растворы замещения и участвовать в образовании карбидов. Введенные в сталь легирующие элементы распределяются между твёрдым раствором и карбидами в зависимости от степени химического сродства легирующего элемента к углероду. Элементы с химическим сродством к углероду, меньшим чем у железа (Со, Si, Ni) не образуют в стали своих карбидов и практически не участвуют в процессах карбидообразования.

По степени увеличения химического сродства к углероду легирующиеэлементы располагаются в следующем порядке Mn, Cr, W, Mo, V, Nb, Ti. В соответствии с этим V, Nb, Ti дают наиболее стойкие карбиды, которые практически не содержат другие элементы С другой стороны, V, Nb, Ni мало растворяются в карбидах элементов с меньшим сродством к углероду. Сг, W и Mo могут давать свои карбиды, могут входить частично в карбид цементитного типа Me С. В карбидах этих элементов может содержаться и железо.

Степень химического сродства к углероду определяет и распределение элементов между ферритом и карбидами. Марганец с наименее низким сродством к углероду по сравнению с другими карбидообразующими элементами, легируя сталь больше. Чем другие такие элементы, легирует феррит. Хром, имея большее сродство к углероду, в большей степени, чем марганец уходит в карбиды и в меньшей степени, чем марганец переходит в феррит. Ещё в большей степени связываются в карбиды вольфрам и молибден, и еще меньше их оказывается в растворе. Ванадий, ниобий и титан практически полностью связываются в карбидах, и очень мало этих элементов переходит в раствор.

Таким образом, для карбидов каждого элемента, а если элемент даёт несколько карбидов, то для каждого типа карбида при определённой температуре и надлежащих условиях (достаточное время пребывания при этой температуре и содержание углерода и легирующего элемента), устанавливается концентрационное равновесие в системе карбид - твердый раствор. Это равновесие должно сдвигаться в сторону понижения содержания легирующего элемента в феррите в случаях повышения степени химического сродства легирующего элемента к углероду. Равновесие концентраций должно существовать и для углерода, т.е. карбиду каждого легирующего элемента соответствует определённая концентрация углерода в феррите. Одновременно содержание углерода в феррите понижается с повышением его термодинамической активности в растворе под влиянием находящихся в растворе легирующих элементов.

Количество карбидообразующего элемента растворяющегося в феррите, зависит от содержания в стали углерода. Так, при легировании безуглеродистого феррита даже самые активные карбидообразователи (V, Nb, Ni) будут полностью растворяться в феррите до величин, соответствующих пределу растворимости.

При небольшом количестве углерода в стали и очень большом коли­честве карбидообразующего элемента, произойдёт процесс карбидообразования за счет имеющегося в стали углерода, а остальная часть легирующего элемента перейдет в раствор. Если же наоборот, карбидообразователя, например, ванадия будет мало, а углерода много, то часть его свяжется в карбид ванадия, а остальная часть - в карбид железа-цементит.

Таким образом, для каждого карбидообразующего элемента существует определенная величина отношения его содержания в стали к содержанию в стали углерода, при котором все количество углерода, имеющегося в стали, и все количество легирующих элементов оказываются связанными в виде карбида этого элемента. При отношении Ме/С меньше критической величины К избыток углерода будет образовывать цементит, при Ме/С - К избыток легирующего элемента будет растворяться в феррите, изменяя его свойства.

Величины критических отношений Ме/С для различных карбидообразующих элементов в связи с разной степенью химического сродства их к углероду. На значение Ме/С влияет также и температура.

Влияние легирующих элементов на процессы, протекающие при нагреве.

Влияние легирующих элементов на процессы превращений, про­текающие при нагреве сталей, связано с изменением температуры растворения карбидов, скорости диффузии углерода и легирующих элементов в феррите, склонности к росту зерна, положения критических температур и содержания углерода в эвтектоиде. Особое значение все эти факторы приобретают при увеличении скорости нагрева стали.

Карбиды легирующих элементов имеют более высокую температуру растворения, чем карбид железа. Как правило, температура растворения тем выше, чем больше степень химического сродства легирующего элемента к углероду, и чем выше энергия связи в данном карбиде.

Большинство легирующих элементов повышает равновесную температуру эвтектоидного превращения при нагреве. Наиболее сильно повышается температура Ас₁ титаном менее значительно молибденом, кремнием и вольфрамом. Совсем немного повышает эту температуру - хром. Марганец и никель, наоборот, понижают темпера­туру эвтектического превращения при нагреве. В соответствии с этим легирование никелем всегда должно снижать температуру рас­творения цементита в доэвтектоидных сталях при увеличении скорости нагрева при сварке. Легирование марганцем при изотермическом нагреве и малых скоростях нагрева должно понижать температуру растворения цементита. Все остальные карбидообразующие элементы приводят к повышению температуры растворения карбидов, что должно быть особенно заметно с увеличением скорости нагрева при сварке.

Гомогенизация аустенита, образующегося при превращении перлита, определяется диффузией углерода и легирующих элементов в γ- раствор. Большое значение имеет гомогенизация по угле­роду. Скорость диффузии углерода в γ- железе ускоряют никель и кобальт. Алюминий, кремний, марганец, хром, молибден, вольфрам, ванадий уменьшают скорость диффузии углерода в растворе. Поэтому в стали, легированной этими элементами, при быстропротекающем нагреве при сварке, температура гомогенизации аустенита повышается.

Практически все легирующие элементы, кроме марганца, пони­жают способность к росту зерна в стали при нагреве. Марганец увеличивает склонность к росту зерна при нагреве, никель и кремний мало влияют на эту характеристику стали. Карбидообразующие элементы, особенно дающие труднорастворимые, карбиды, препятствуют росту зерна. Такое влияние легирующих элементов приводит к тому, что у разных сталей в зоне максимальных температур величина выросшего зерна оказывается разной.

В зонах сварных соединений, нагревающихся в интервале тем­ператур A₁ – A₃ влияние легирующих элементов на превращение перлита и гомогенизацию аустенита, наиболее ощутимо. Образовавшийся в этих условиях аустенит имеет высокую степень неоднородности по составу, за счет затруднения растворения карбидов и гомо­генизации аустенита.

Влияние легирующих элементов на превращение аустенита при охлаждении.

В условиях изотермического превращения аустенита, влияние легирующих элементов сводится главным образом к увеличению инкубационного периода до начала распада аустенита при образо­вании различных продуктов превращения. Соответственно возрастает и время конца превращения. На диаграмме изотермического превра­щения аустенита это выражается в сдвиге вправо от вертикальной оси С-образной кривой.

В условиях непрерывного охлаждения увеличение инкубационного периода приводит к уменьшению критической скорости охлаждения при закалке. В некоторых высоколегированных сталях критическая скорость охлаждения уменьшается настолько, что даже медленное охлаждение не позволяет получить распада аустенита на феррито-перлитную смесь или бейнит, и аустенит переохлаждается без распада до температур мартенситного превращения или даже до комнатной температуры, что характерно для мартенситных и аустенитных сталей.

Так как все основные легирующие элементы, вводимые в конст­рукционные стали, снижают температуру начала и конца мартенситного превращения, что способствует увеличению в сталях после охлаж­дения количества остаточного аустенита. Судить о влиянии легиру­ющих элементов на изменение температуры мартенситного превра­щения и количество остаточного аустенита можно по схема­тизированным графикам А.П.Гуляева (см.рис. 1 ). Легирующие элементы влияют и на наложение критических точек при охлаждении, увеличивая несколько интервал между температурами Aс₁ и А₁.

Рис. Влияние легирующих элементов на температуру мартенситного превращения (а) и количество остаточного аустенита (б) в стали с 1% С

Влияние легирующих элементов на процессы, протекающие при нагреве и охлаждении, сказывается на строении и свойствах сварных соединений легированных сталей. С одной стороны, увеличение сте­пени негомогенности аустенита, образующегося при сварочном нагреве за счет повышения стойкости карбидов легирующих элемен­тов, и уменьшение скорости диффузии должно приводить к пониже­нию устойчивости аустенита и увеличению его склонности к распаду при более высокой температуре с образованием более стабильных структур. С другой стороны, повышение устойчивости аустенита в тех зонах, где легирующие элементы растворились, обуславливает возможность переохлаждения аустенита до более низких темпеpaтур, чем в нелегированных сталях с образованием менее равновесных структур. Такая двойственность во влиянии легирующих элементов на процессы, протекающие в зонах теплового влияния при сварке, приводит к тому, что легирование стали часто увели­чивает степень неоднородности свойств в зонах теплового воздей­ствия сварных соединений.

Кроме приведенных факторов, на гомогенность аустенита в

разных температурных зонах сварного соединения и характер продук­тов распада по завершении охлаждения после сварки будут влиять и другие. Это общий уровень содержания углерода в стали, харак­тер и количество легирующих элементов, состояние карбидной фазы в стали перед сваркой, скорость нагрева и охлаждения при сварке.

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА СВАРИВАЕМОСТЬ СТАЛИ

Свариваемость стали - это собирательное понятие. Обобщенно под свариваемостью понимают возможность получения на данной стали сварного соединения со свойствами, не уступающими свойствам основного свариваемого металла и высокого качества - отсутствие различного рода сварочных дефектов (пор, трещин, шлаковых вклю­чений). Чем лучше свариваемость стали, тем шире технологический диапазон разных видов сварки этой стали и тем проще сам процесс. Плохо свариваемая сталь тоже может быть сварена, однако для этого должны быть приняты специальные технологические меры для избе­жания сварочных дефектов и получения хороших свойств сварного соединения.

Ухудшение свариваемости стали вызывает образование горячих трещин при сварке, холодных трещин в сварных соединениях, сильный рост зерна в околошовной зоне, с образование в зоне теплового влияния мартенсита или бейнита полностью или частично с высокой хрупкостью, значительно превышающей хрупкость свариваемой стали, образование разупрочненных участков в зоне теплового влияния, возникновение в зоне нагрева участков, склонных к дисперсион­ному упрочнению, либо сразу после сварки, либо со временем, возникновение высоких остаточных напряжений и деформаций.

Возможность получения качественного сварного соединения с надлежащими свойствами зависит не только от состава свариваемой стали, но и от технологии и условий сварки, толщины свариваемого металла, конструкции объекта и др. Даже трудно свариваемая сталь, склонная к образованию закалочных структур и холодных трещин при сварке, может быть с успехом сварена с получением сварного соединения, удовлетворяющего всем требованиям, если обеспечить при сварке необходимую скорость нагрева и главное - замедленное охлаждение или провести термообработку сварного соединения сразу после сварки. Некоторые стали (например, вы­сокохромистые ферритные) очень плохо свариваются дуговой сваркой, но хорошо свариваются контактной сваркой.

Поэтому рассматривать влияние легирующих элементов на свариваемость сталей необходимо применительно к одному виду сварки - например, дуговой сварке ручной или автоматической с плавящимся электродом и одинаковыми условиями.

Углерод и все основные легирующие элементы отрицательно влияют на свариваемость. Однако пределы содержания различных легирующих элементов в стали, с которых начинается активное ухудшение свариваемости для разных элементов различные. Кроме того, эти пределы зависят от уровня легирования стали.

Лучше всего сваривается сталь с низким содержанием углерода. Повышение содержания углерода в нелегированной стали до 0,15 % несколько улучшает свариваемость за счет того, что при этом ограничивается рост зерна феррита. В нелегированной и низколегированной стали содержание углерода до 0,25 % несущественно ухудшает свариваемость. Заметное ухудшение свариваемости насту­пает при повышении содержания углерода сверх 0,3 %. Особенно плохо свариваются стали с содержанием углерода 0,5 % и более.

Отрицательное влияние углерода на свариваемость связано с повышением склонности стали к образованию горячих и холодных трещин, с повышением хрупкости металла в зоне теплового влияния.

ТЕХНОЛОГИЯ СВАРКИ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ С ПОВЫШЕННЫМ СОДЕРЖАНИЕМ УГЛЕРОДА

1. Свариваемость сталей

Эти стали относятся к высокопрочным сталям. При соответствующей термической обработке временное сопротивление сталей может составлять от 80 до 150 кгс/мм². К этим сталям относятся стали, со­держащие углерода в пределах 0,25-0,50% и суммарное легирование до 4%. Примеры марок стали - 35Х, 40Х, 35Г2, 40Г2, 50Г2, 30ХГТ, 30ХГНА, З0ХГСА и др. По чувствительности к термодеформационному циклу сварки к этой же группе можно отнести углеродистые стали (ст30, 35, 40, 50) и теплоустойчивые стали (молибденовое, хромомолибденовые, хромомолибденованадиевые (20М, 20ХМ, З8ХМЮА, 25Х1М1 и др.).

Повышение содержания углерода, а также степени легирования стали увеличивает склонность стали к резкой закалке. О таких сталях говорят, что они обладают высокой чувствительностью к термическому циклу сварки. Околошовная зона оказывается резкозаколенной, а следовательно, непластичной при всех режимах сварки, обеспечивающих удовлетво­рительное формирование шва. Образующиеся хрупкие структуры в сварной соединении способствуют образованию трещин вследствие протекания де­формаций и возникновению внутренних напряжений, определяемых неоднородностью температурного поля в свариваемом изделии. Возможность образования трещин, кроме того, усиливается возникновением в закален­ном металле структурных напряжений в связи с меньшей плотностью мартенсита, чем аустенита или его более равновесных продуктов распада. Трещины могут образовываться в процессе охлаждения или через некоторое время после полного остывания. Это так называемые холодные трещины.

Для снижения скорости охлаждения околошовной зоны с целью получения в ней структур, обладающих некоторым запасом пластичности, достаточным для предотвращения образования трещин под действием термодеформационного цикла, при сварке этих сталей необходим предварительный подогрев свариваемого изделия.

Вторым нежелательным эффектом воздействия сварочного термического цикла на низколегированную сталь с повышенным содержанием углерода является рост зерна на участках ЗТВ, где металл длительное время пребывал при температурах выше 1200°С. Поэтому выбор температуры по­догрева стали с целью снижения скорости охлаждения для предотвраще­ния образования закалочных структур необходимо проводить с учетом склонности стали к росту зерна. Если сталь подвержена резкой закалке, то может оказаться, что при всех скоростях охлаждения в околошовной зоне образуется мартенситная структура в таком количестве, при кото­ром пластичность металла будет низкой. Уменьшение скорости охлажде­ния ниже некоторого предела, не предупреждая образования мартенсита, приведет к значительному росту зерна, вызывающему резкое снижение пластичности. Следовательно, чрезмерно высокий подогрев не только не принесет пользы, а наоборот, может вызвать заметное ухудшение свойств (прежде всего ударной вязкости) металла ЗТВ. Поэтому температура подогрева в этом случае должна быть такой, которая гарантировала бы отсутствие трещин, а улучшение структуры производить строго регламен­тированной последующей термообработкой.

При разработке технологического процесса сварки сталей данного класса необходимо знать диапазон скоростей охлаждения металла ЗТВ (ω_охл), в котором не возникают трещины и получается удовлетворитель­ное сочетание механических свойств. Сварка на режимах, при которых ω_охл околошовной зоны выше верхнего предела, вызывает резкое сниже­ние пластичности металла ЗТВ за счет ее закалки, режимы при­водящие к слишком малой скорости охлаждения (ниже нижнего предела) снижают пластичность и вязкость вследствие чрезмерного роста зерна.

Для некоторых сталей известен диапазон скоростей охлаждения, гарантирующих качественное сварное соединение.

Например 35ХГСА (2,5-6 °С при Т = 500°С); 40Х=2,5-3,7; 45ХМА-0,7*

З0Г 3,0 -7,0 З0ХМ - 8* * - время после окончания сварки 25ХН2 2^0-3,7 З5ХВФА 1,0-5,0 до проведения термообработки 25НЗ 0,8 -11,0 * жестко регламентировано.

Таким образом, при установлении режима сварки закаливающихся сталей необходимо рассчитать режим свирки по условиям получения швов заданных геометрических размеров и формы; рассчитать действи­тельную скорость охлаждения ω_охл металла ЗТВ (в зависимости от условия проведения сварки) и результаты расчета сравнить с данными о допустимых скоростях охлаждения для данной стали; если действи­тельная скорость охлаждения металла ЗТВ при сварке на принятом режиме окажется выше верхнего предела допустимых скоростей, то не­обходимо рассчитать температуру предварительного подогрева или при­менить некоторые технологические приемы заполнения разделки кромок (двухдуговая сварка раздвинутыми дугами, каскадом, горкой и др.). Если сталь склонна к значительному росту зерна, а действительная скорость охлаждения металла ЗТВ по расчету оказалась меньше ниж­него предела допустимых, следует увеличить число слоев в шве, и сварить их длинными швами. При выборе новых режимов следует опреде­лить действительные скорости охлаждения.

В том случае, если отсутствуют сведения по допускаемой скорости охлаждения ОШЗ при сварке стали, можно пользоваться диаграммой изотермического распада аустенита для приближенного определения до­пустимой скорости охлаждения в субкритическом интервале температур (если отсутствуют специальные диаграммы анизотермического превраще­ния для данной стали).

Напомню, что закаливаемость стали оценивается по кинетике распа­да аустенита - по диаграмме изотермического распада аустенита ( S-образные кривые). На рис.1, представлена схема диаграммы изотермического распада и нанесены кривые, соответствующие различным скоростям охлаждения металла. Скорость охлаждения, выраженная кривой 2 характеризует максимальную скорость охлаждения, повышение ко­торой приведет к частичной закалке стали. Ее называют первой кри­тической скоростью охлаждения. При скорости охлаждения по кривой 3 наступает полная закалка (100% мартенсита). Ее называют второй критической скоростью охлаждения. Кривая 1 характеризует скорость охлаждения, при которой отсутствует закалка.