Добавил:

ivanov666 Опубликованный материал нарушает ваши авторские права? Сообщите нам.

Вуз:

Башкирский Государственный Аграрный Университет

Предмет:

[НЕСОРТИРОВАННОЕ]

Файл:

Технология сварки плавлением. Часть II. Учебное пособие

.pdf

Скачиваний:

Добавлен:

08.09.2026

Размер:

2 Мб

Скачать

☆

<<< < Предыдущая 1 2 3 4 5 6 78 / 178 9 10 11 12 13 14 15 16 17 > Следующая >>>

В результате снижаются прочностные и пластические свойства металла, а при сварке коррозионно-стойких сталей перегрев стали в околошовной зоне может привести к образованию в ней ножевой коррозии. Для предупреждения возникновения этих дефектов необходима термическая обработка сварных изделий (закалка или стабилизирующий отжиг).

Для электрошлаковой сварки коррозионно-стойких сталей исполь-

зуют флюсы

АНФ-1, АНФ-7, АНФ-8, 48-ОФ-6, АНФ-14 и др., а для жаростойких сталей – флюсы АНФ-7, АНФ-8 и высокоосновной АН-292. Однако применение даже фторидных безокислительных флюсов (АНФ-7, АНФ-8) не всегда гарантирует хорошее усвоение сварочной ванной легкоокисляющих легирующих элементов (титана, марганца и др.) в результате проникновения кислорода воздуха через поверхность шлаковой ванны. Поэтому

в ряде случаев приходится защищать шлако-

вую ванну инертным газом (аргоном).

Электрошлаковую сварку можно выполнять электродной проволокой диаметром 3 мм или пластинчатыми электродами толщиной 6…20 мм. Изделия большой толщины со швами небольшой протяженности целесообразнее сваривать пластинчатыми электродами. Примеры типовых режимов электрошлаковой сварки аустенитных сталей и сплавов приведены в табл. 10.

Таблица

Типовые режимы электрошлаковой сварки аустенитных сталей и сплавов

Тол-

щина

метал-

ла, мм

100

200

Электрод,

мм

Проволока диаметром

3 мм

Пластина

10 × 100

Пластина

12 × 200

Марка флюса

АНФ-7 25…35 330 600…800 40…42 28…32

АНФ-7 15…20 2,4 1200…1300 24…26 28…32

АНФ-1 15…20 1,9 3500…4000 22…24 38…40

Глубина

шлако-

вой ван-

ны, мм

Ско-

рость по-

дачи элек-

трода, м/ч

Сила тока,

Напря-

жение,

Зазор,

мм

Химический состав применяемых электродов для того или иного состава стали аналогичен применяемому составу проволок для сварки под флюсом. Изготовлять пластинчатый электрод более просто, чем электродную проволоку. Однако сварка проволокой позволяет в более широких пределах изменять форму металлической ванны и характер кристаллизации металла шва, способствуя предотвращению образования горячих трещин. Недостатком

сварки сварочной проволокой явля-

ется ее большая жесткость, что снижает длительность и надежность работы токоподводящих и подающих узлов сварочной аппаратуры.

Электронно-лучевая сварка. Важным технологическим преимуществом этого способа сварки аустенитных сталей является возможность за один проход сварить без разделки кромок металл большой толщины с очень малым коэффициентом формы (кинжальный провар) и минимальным термическим воздействием сварочного нагрева на металл в околошовной зоне. Сварные соединения отличаются повышенной стойкостью против коррозии и высокими прочностными свойствами.

Сварку металла толщиной до 1 мм выполняют расфокусированным пучком электронов, а при большей толщине используют остросфокусированный пучок. Для расширения технологических возможностей сварки используют иногда колебания электронного луча поперек стыка вдоль стыка или перемещают его по окружности, что улучшает структуру и свойства металла шва. Применение электронно-лучевой сварки позволяет повысить стойкость швов против образования горячих трещин. Сварку выполняют в диапазоне средних скоростей при наибольшей удельной мощности луча. Примеры некоторых режимов электронно-лучевой сварки приведены в табл. 11.

Таблица 11

Режимы электронно-лучевой сварки стали 12Х18Н9Т

Толщина,

мм

1,5 18…20 50…60 60…70 2,0

10 18…20 240 50 4,0 20 20…22 270 50 7,0 35 20…22 500 20 –

Ускоряющее

напряжение, кВ

Параметры режима сварки

Сила тока

луча, мА

Скорость

сварки, м/ч

Ширина

шва,

мм

При разработке технологии сварки аустенитных сталей следует учитывать, что электронно-лучевая сварка в вакууме облегчает удаление примесей и газов, но увеличивает испарение легирующих элементов. Кроме того, при глубоком и узком проваре часть газов может задерживаться растущими кристаллитами в шве и образовывать поры. Длительное время для создания вакуума

в рабочей камере после загрузки изделий, сложность аппаратуры и процесса обусловливают применения электронно-лучевой сварки в основном при изготовлении ответственных конструкций.

Вопросы для самопроверки

1. Какие стали относят к высоколегированным аустенитным сталям?

Приведите марки аустенитных сталей разных систем легирования.

2. Какие факторы снижают свариваемость хромоникелевых аустенитных

сталей?

3. Какие виды трещин могут возникать при сварке хромоникелевых

аустенитных сталей? Как предотвратить их появление?

4. Для чего предназначена структурная диаграмма Шеффлера?

5. Почему при сварке высоколегированных сталей аустенитного класса

металл различных участков сварного соединения может оказаться чувствительным к межкристаллитной коррозии?

6. Особенности техники и технологии сварки сталей рассматриваемого

класса.

7. Почему при ручной дуговой сварке аустенитных сталей используют электроды с основным видом покрытия? Приведите марки применяемых электродов и особенности техники и технологии сварки ими.

8. Техника и технология дуговой сварки газах.

9. Приведите особенности дуговой сварки под флюсом и электрошлаковой сварки аустенитных сталей. Какие марки флюсов используют для этих целей?

10. Техника и технология электронно-лучевой сварки сталей аустенитного класса.

11. Поясните суть стабилизирующего отжига и аустенизации.

аустенитных сталей в защитных

5. ТЕХНОЛОГИЯ СВАРКИ РАЗНОРОДНЫХ СТАЛЕЙ

Разнородными принято считать стали, которые отличаются атомнокристаллическим строением или принадлежат к разным структурным классам, а также стали с однотипной кристаллической решеткой, относящиеся к различным группам по типу и степени легирования.

При эксплуатации сварных конструкций условия работы отдельных узлов или частей конструкции часто отличаются температурой, агрессивностью среды, особыми механическими знакопеременное нагружение и т. п.). Если изготовление всей конструкции из стали со специальными свойствами нецелесообразно по техникоэкономическим показателям, при проектировании и производстве предусматривают комбинированный вариант сварных конструкций из разнородных сталей. Примерами таких сварных конструкций могут быть энергетические установки и различное химическое оборудование, в которых высоколегированная сталь

используется лишь на участках конструкции, непосредственно контактирующих с агрессивной средой и высокой температурой. Основная же, несущая наружная или центральная часть конструкции, которая должна обладать только определенным уровнем прочности при нормальных температурах и в неагрессивных средах, изготовляется из недорогих сталей перлитного класса.

По сочетанию свариваемых сталей сварные соединения могут быть

выполнены

из сталей одного структурного класса, но разных степеней легирования или из сталей разного структурного класса. Эти соединения могут эксплуатироваться как при обычных, так и при повышенных температурах. Наиболее сложны вопросы сварки сталей разного структурного класса при изготовлении изделий, предназначенных для работы при повышенных температурах.

Особое место занимает композиция

сварных соединений из низкои среднелегированных закаливающихся сталей с аустенитными швами. Опыт показал, что во многих случаях создание в сварных соединениях закаливающихся сталей аустенитных швов позволяет не использовать при сварке предварительный или сопутствующий подогрев и последующую термическую обработку без опасности появления холодных трещин в околошовной зоне, что существенно повышает экономические показатели применяемой технологии сварки.

воздействиями (износ,

технико-

5.1. Свариваемость разнородных сталей

Особенности строения и свойств сварных соединений разнородных

сталей связаны главным образом с формированием зоны сплавления.

Наиболее сложно формирование зоны сплавления происходит при сварке перлитной и аустенитной сталей, композиция которых широко применяется во многих вариантах комбинированных сварных конструкций. Сложности формирования зоны сплавления перлитной и аустенитной сталей вызваны существенными отличиями этих сталей по химическому составу, коэффициентам линейного расширения, температуре плавления и теплофизическим свойствам, а также

температуре фазовых и структурных превращений. Сварным соединениям разнородных перлитных и аустенитных сталей присуща неоднородность различного типа и ее изменение во времени, что обусловливает зависимость их эксплуатационной прочности от времени и температуры. Поэтому свариваемость этих сталей требует решения ряда дополнительных проблем с применением соответствующей технологии сварки.

Основными факторами,

снижающими свариваемость разнородных

сочетаний сталей, являются:

 образование в зоне сплавления кристаллизационных прослоек

переменного состава, которые могут иметь мартенситную структуру;

 образование на границе сплавления в процессе сварки и эксплуа-

тации сварных соединений при высоких температурах диффузионных прослоек – обезуглероженных, со стороны перлитной стали, и науглероженных, со стороны аустенитного шва

;

 аномальное возникновение на этапе охлаждения сварного соеди-

нения после сварки или эксплуатации остаточных напряжений, которые не могут быть сняты термической обработкой.

Образование в зоне сплавления переходных кристаллизационных

прослоек. При совместной кристаллизации двух разнородных сталей в

зоне сплавления обычно возникает переходная кристаллизационная прослойка, которая образуется из расплавленных объемов свариваемых частей металла, перемешанных конвективными потоками в ванне. Кристаллизация в этом случае имеет направленный характер и начинается на оплавленных зернах основного металла (подложке) другого состава, играющих роль теплоотводов и плоских зародышей. Рост кристаллов осуществляется путем единичного или группового оседания атомов жидкости во впадинах кристаллической решетки зародышей, что обеспечивает связь шва

с основным металлом. Отличия кристаллических решеток свариваемых разнородных сталей приводят к преимущественному оседанию одних атомов и отталкиванию других. В результате избирательного роста перед передними гранями растущих кристаллитов концентрируются в жидком слое инородные атомы, что приводит к остановке роста кристаллитов, переохлаждению жидкого слоя, примыкающего к межфазной поверхности, зарождению

и прорастанию кри-

сталлитов с решеткой другого типа. При этом в зоне сплавления образуется промежуточный слой сопрягающихся между собой деформированных кристаллических решеток, т. е. переходная кристаллизационная прослойка. Ее протяженность в зависимости от способа и режимов сварки колеблется в пределах 0,05…0,6 мм.

Рис. 9. Изменение составов и образование промежуточных сплавов

в участке сплавления сварных соединений разнородных сталей

Структурное состояние и свойства кристаллизационных прослоек зависят от их состава. Естественно, что при сплавлении, например, низкоуглеродистой нелегированной стали с хромоникелевым аустенитным металлом шва не может быть дискретного перехода от одной стали к другой. Расплавление и перемешивание этих сталей приведет к образованию в зоне сплавления нового переходного сплава усредненного со

става в соответствии с долей участия основного и присадочного металлов. Участки перехода от этого промежуточного сплава к основному металлу и металлу шва также не будут дискретными, а будут характеризоваться градиентом концентрации и иметь ряд постепенно меняющихся промежуточных составов. Поэтому переходная кристаллизационная прослойка характеризуется изменением содержания входящих в

нее элементов от состава основного металла к составу металла шва. На схеме рис. 9 показан возможный характер изменения в кристаллизационной прослойке концентрации какого-либо легирующего элемента (например, хрома или никеля), имеющегося в металле шва II, но не имеющегося в свариваемой стали I. Переходная прослойка в этом случае состоит

из трех условных участков 1 + 2 + 3, обусловленных условиями ее формирования в разнородных сталях. Участок 1 представляет собой основную часть переходной прослойки с относительно однородным составом, который выравнивался благодаря большой скорости диффузии в жидком металле с дополнительным перемешиванием конвективными потоками в ванне. Участок 2 представляет собой переходную часть прослойки, в

котором концентрация легирующего элемента

диффузионно понижается от содержания его в участке смешивания 1 до содержания этого элемента в свариваемой стали. В этом участке диффузионные процессы протекают при более низкой температуре в частично закристаллизовавшемся металле. В участке 3, наиболее перегретом, вследствие интенсивности диффузионных процессов и конвективных потоков в ванне концентрация легирующего элемента выравнивается на малом

расстоянии от содержания его в участке 1 до содержания в сварном шве. Распределение легирующего элемента может соответствовать кривой а при меньших степенях проплавления и кривой δ при больших степенях проплавления. Представленные графики схематичны, и реальное распределение элементов может от них отклоняться.

В сварных соединениях одного структурного класса или перлитных сталей с высокохромистыми коррозионно-стойкими сталями свойства переходных кристаллизационных прослоек являются промежуточными между свойствами основного металла и металла шва и не влияют на работоспособность конструкции. В отличие от этого в зоне сплавления наиболее распространенных сварных соединений перлитных сталей с аустенитным швом участки

кристаллизационных прослоек, содержащие

3…12 % Cr и 2…7 % Ni, имеют особую структуру высоколегированного

мартенсита и являются хрупкими.

Регулировать структуру переходных кристаллизационных прослоек можно, изменяя тип присадочного электродного металла и степень проплавления основного металла. Оценить состав и структурное состояние металла основной части переходной прослойки – участка смешивания 1 – можно по структурной диаграмме Шеффлера (см. рис. 7, 10). На этой диаграмме, представленной на рис. 10, точками 1…6 отмечены структурные состояния, соответствующие усредненным составам свариваемых сталей и сварочных присадочных материалов: 1 – свариваемая низколегированная сталь; 2 – присадочный металл типа Х18Н10; 3 – присадочный металл типа Х25Н13; 4 – свариваемая хромистая сталь с 13 % Cr; 5 – свариваемая хромистая сталь с 17 % Cr; 6 – свариваемая хромистая

сталь с 28 % Cr. Прямые, соединяющие точки 1 и 2, 1 и 3, характеризуют структурное состояние всех промежуточных сплавов, которые могут создаваться при смешивании низколегированной стали с присадочным металлом типа Х18Н10 и Х25Н13 соответственно. Заштрихованные участки на прямых 1–2 и 1–3 соответствуют структурному состоянию

образующихся промежуточных сплавов при степени

проплавления (смешивании) 20…40 %.

При сварке низкоуглеродистой стали присадочным металлом типа Х18Н10 основная часть участка смешивания переходной кристаллизационной прослойки в соответствии со структурной диаграммой будет

иметь аустенитно-мартенситную структуру. Небольшие участки, примыкающие к свариваемой стали, будут чисто мартенситными, а небольшие участки, примыкающие к шву, – чисто аустенитными.

Рис. 10. Определение структурного состояния зон смешивания сварных соединений разнородных сталей по структурной диаграмме Шеффлера

Так как положение точки 1 на структурной диаграмме рис. 10 для различных свариваемых низко- и среднеуглеродистых, низко- и среднелегированных сталей изменяется незначительно и остается всегда в нижней угловой области, то при сварке всех этих сталей присадочными материалами типа Х18Н10 в зоне сплавления образуются в основном прослойки с мартенситно-аустенитной

структурой. Мартенсита в них тем больше, чем больше степень проплавления и выше доля участия свариваемой стали. При проплавлении до 20 % структура переходной прослойки аустенитная, а при проплавлении более 50 % она становится мартенситной.

Значительно лучшее структурное состояние переходной прослойки зоны сплавления достигается при сварке присадочным материалом типа Х25Н13 (точка 3 на диаграмме рис

. 10). В этом случае на линии составов промежуточных сплавов (1–3) проплавлению в пределах 20…40 % (за- штрихованный участок) соответствует структурное состояние от аустенитно-ферритного (проплавление 20…30 %) до аустенитного (проплавление 30…40 %). При большей степени проплавления в переходной прослойке может начать появляться мартенсит. Таким образом, присадочный материал типа Х25Н13 позволяет практически

избежать присутствия в основной части переходной прослойки зоны сплавления мартенсита, способного повысить хрупкость сварного соединения. Еще меньшая опасность появления в переходной кристаллизационной прослойке мартенсита может быть при использовании присадочных материалов с более высоким содержанием никеля, т. е. с большим запасом аустенитности.

При сварке хромистых ферритных и полуферритных сталей с 13, 17 и 28 % Cr присадочными материалами типов Х18Н10 и Х25Н13 при малом проплавлении (до 20 %) переходная прослойка будет иметь аустенитно-ферритную структуру. При увеличении степени проплавления использование присадочного материала типа Х18Н10 при сварке сталей с 13 и 17 % Cr приводит к появлению в структуре переходной

прослойки мартенсита (А + Ф + М), применение для этих сталей присадочного материала типа Х25Н13 при проплавлении ниже 50 % не приводит к появлению в структуре мартенсита. При сварке стали с 28 % Cr использование обоих присадочных материалов при любом проплавлении обеспечивает получение в переходной прослойке аустенитно-ферритной структуры.

Диффузионные прослойки в

зоне сплавления. Помимо переход-

ных кристаллизационных прослоек в зоне сплавления разнородных сталей могут образовываться прослойки диффузионного характера. Их образование вызвано миграцией углерода при высоких температурах из низколегированной стали в высоколегированный шов.

После кристаллизации металла шва доминирующее значение приобретают диффузионные процессы в твердой фазе. Они протекают по двум противоположным

законам: выравниванию химического состава и восходящей диффузии, обусловленной химическим сродством элементов друг к другу. По своему механизму рассматриваемый процесс относится к процессам диффузии в многокомпонентных системах, направление и скорость которых определяется не градиентом концентрации элементов (в данном случае углерода) на границе раздела, а градиентом химического сродства. Последнее

приводит к тому, что углерод диффундирует в зоны, где имеются малоподвижные карбидообразующие элементы (Cr, Mo, V, Nb, Ti и др.) со значительно более высоким химическим сродством к нему, чем железо.

Активность углерода (по сравнению с другими элементами) объясняется малыми размерами его атома, образующего с железом твердые растворы внедрения. При всех температурах диффузионная подвиж

ность углерода в α-железе заметно выше, чем в более плотноупакованной решетке γ-железа. При этом коэффициент диффузии углерода в α-Fe выше, чем в γ-Fe, при 910; 755 и 500 °С соответственно в 39; 126 и 835 раз. Диффузионная подвижность других легирующих элементов, образующих растворы замещения, значительно меньше и проявляется лишь при температуре более

1000 °С.

Такое соотношение диффузионной подвижности углерода и других легирующих элементов приводит к перемещению углерода через границу сплавления, что сопровождается образованием обезуглероженной

безперлитной прослойки со стороны углеродистой или низколегированной составляющей и науглероженной – со стороны высоколегированной. Процесс начинается в условиях сварки и получает существенное развитие при повторных нагревах в процессе высокотемпературной эксплуатации. Наибольшее развитие прослойки получают в сварных соединениях углеродистых сталей с высоколегированными аустенитными или ферритными сталями с повышенным содержанием хрома

и других энергичных карбидообразующих элементов. Высокое содержание хрома в аустенитных сталях вследствие большего химического сродства к углероду, чем у железа, предопределяет сильное понижение его активности в аустените. Углерод стремится закрепиться у атомов хрома, и активность к перемещению его понижается. Кроме того, более высокая растворимость углерода в аустените

также определяет более низкую активность углерода в аустените, чем в феррите. Поэтому сварное соединение, в котором аустенитная сталь типа 08Х18Н10 находится в контакте с углеродистой или низко- и даже среднелегированной сталью, всегда склонно к образованию диффузионной неоднородности при нагреве.

Кинетика роста ширины обезуглероженных и науглероженных

прослоек в

соответствии с общими закономерностями диффузионного процесса определяется экспоненциальной зависимостью от температуры и квадратической от времени выдержки. Результатом развития прослоек является образование в зоне сплавления участков переменного состава и переходных структур, что приводит к резкому скачкообразному изменению свойств на участке очень малой протяженности.

Наиболее заметны результаты влияния процессов

миграции углерода на свойства зоны сплавления при измерении твердости в поперечном сечении сварного соединения. Для примера на рис. 11 представлен график изменения твердости в зоне сплавления сварного соединения стали 30ХМА с металлом шва 08Х18Н10 после нагрева при 700 °С в течение 100 ч. Перемещение углерода из стали 30ХМА в аустенитный шов привело к образованию науглероженной прослойки с высокой твердостью, порядка HV 500, и примыкающей к ней обезуглероженной с твердостью всего HV 100. Рядом с обезуглероженной прослойкой на стали 30ХМА создается неширокая зона частичной закалки с твердостью ~ HV 300. Образование такой неоднородности свойств способно значительно ухудшить различные характеристики общих свойств сварных соединений.

Так, в участках с повышенной твердостью увеличивается склонность к образованию холодных трещин. В малопрочном обезуглероженном слое при высокотемпературной эксплуатации соединений укрупняется зерно, падает прочность и возможно разрушение вследствие развития высокотемпературной ползучести.

<<< < Предыдущая 1 2 3 4 5 6 78 / 178 9 10 11 12 13 14 15 16 17 > Следующая >>>

Соседние файлы в предмете [НЕСОРТИРОВАННОЕ]