Размещено на http://www.allbest.ru/

Размещено на http://www.allbest.ru/

Министерство образования Российской федерации

Дальневосточный государственный технический университет

Учебное пособие

Технология сварки легированных сталей

Н.А. Максимец, Е.Н. Негода

Владивосток 2001

УДК 621.791

Максимец Н.А., Негода Е.Н. Технология сварки легированных сталей: Учеб. пособие. - Владивосток: Изд-во ДВГТУ, 2001. - 120 с.

В учебном пособии рассматриваются вопросы технологии сварки плавлением легированных сталей. Приведены сведения о свариваемости этих сталей, особенностях технологии различных методов сварки плавлением.

Пособие предназначено для студентов старших курсов, обучающихся по специальности «Оборудование и технология сварочного производства» и может быть полезно для студентов родственных специальностей.

Рецензенты: доктор техн. наук, профессор В.Г. Добржанский

ISBN 5-7596-0234-9

© Изд-во двгту, 2001

Оглавление

Введение

Глава 1.Технология сварки конструкционных низкоуглеродистых низколегированных сталей

Глава 2. Технология сварки машиностроительных низколегированных сталей (с повышенным содержанием углерода)

Глава 3. Технология сварки низколегированных сталей с особыми свойствами (теплоустойчивые стали)

Глава 4. Технология сварки среднелегированныхмашиностроительных сталей

Глава 5. Технология сварки высоколегированных сталей

Глава 6. Технология сварки разнородных сталей

Литература

Введение

Широко используемые в народном хозяйстве углеродистые стали, обладающие высокими технологическими, но относительно не высокими механическими и специальными свойствами, в ряде отраслей промышленности вытеснены легированными сталями.

Легированными называют стали, в состав которых введены специальные (легирующие) добавки с целью придания сталям определённых механических свойств, повышения стойкости против хрупкого разрушения, а также обеспечения специальных свойств (коррозионной стойкости, жаростойкости, жаропрочности ). Легирующие элементы образуют с железом (Fe) и другими элементами твёрдые растворы и химические соединения, свойства которых в значительной мере определяют свойства стали. Марганец (Mn) считается легирующим элементом при содержании его в сталях > 0,7 %, а кремний (Si) > 0,4 %).

Классификация сталей для сварных конструкций осуществляется с учетом ряда факторов: химического состава, способа и уровня легирования, прочностных свойств, назначения и т.п. Однако в сварочной практике считается целесообразным классифицировать стали исходя из их «поведения» в процессе сварки, т.е. с позиции их свариваемости. Эта классификация принята в рамках Международного института сварки и подразделяет стали на следующие группы.

Углеродистые, углеродисто-марганцевые, или микролегированные стали, изготавливаемые классическим методом или посредством контролируемой прокатки, нормализованные или улучшенные. Эти стали изготавливаются в виде листов или проката, могут иметь пониженное содержание углерода ( до 0,12 - 0,15 %), повышенное содержание марганца ( до 1,5 %), а в случае микролегирования необходимо, чтобы суммарное содержание титана (Ti), ванадия (V) и ниобия (Nb) не превышало 0,15 %, а бора (B) < 0,005 %. Предел текучести сталей этой группы - 400 - 600 МПа.

2. Стали, химический состав которых аналогичен составу сталей первой группы, однако эти стали бесперлитные или имеют пониженное содержание перлита. Снижение содержания перлита достигается путем изменения химического состава стали и контроля режимов прокатки и охлаждения. Стали с пониженным содержанием перлита имеют не более 0,12 % С, бесперлитные - 0,09 % С, причем они могут иметь повышенное до 2 % содержание Mn и могут быть легированы молибденом (до 0,3 % ) или хромом (Cr) до 1 %. В основном эти стали микролегированы ниобием. Они изготавливаются с применением термомеханической обработки, окончательной прокатки при пониженной температуре и известны еще как высокопрочные низколегированные стали (HSLA - high strength low alloy), предел текучести которых достигает 420 - 650 МПа.

3. Улучшенные, подвергнутые нормализации стали, легированные мoлибденом и бором, либо низколегированные хромомолибденовые или никелеванадиевые стали. Типичные представители этой группы сталей имеют следующие варианты легирования: 0,5 % мoлибдена с добавкой бора; 1,5 % хрома - 0,5 % мoлибдена с добавкой бора; 1,5 % никеля - 0,75 % хрома -0,7 % мoлибдена с добавкой бора; 1,5 % Ni - 0,8 % Cr - 0,6 % Mo с добавкой или без добавки меди. Как правило, такие стали -теплоустойчивы, предел текучести которых изменяется в пределах 360 - 700 МПа.

4. Все остальные низколегированные стали (максимальное содержание каждого легирующего элемента до 5 %), которые могут изготавливаться как нормализованные и отожженные, улучшенные или подвергнутые термомеханической обработке с пределом текучести от 400 до 2000 МПа. Они также делятся на конструкционные; стали эксплуатируемые при температуре до 450 ⁰С (для корпусов сосудов высокого давления); стали для эксплуатации при низкой (минус 50 - 80 ⁰С) температуре; улучшенные стали (для корпусов сосудов высокого давления, роторов турбин и т.п.).

5. Высоколегированные высокопрочные стали, например, мартенсито-стареющие с 9 % Ni, 13 % Cr и т.д.

6. Аустенитные хромоникелевые стали и сплавы на основе никеля, предназначенные главным образом для химической промышленности. Однако принципы их выбора для сварных конструкций во многом отличаются от принципов выбора обычных конструкционных сталей.

В отечественной практике для специалистов-сварщиков более удобной оказалась классификация, по которой стали разделены на группы как по своему назначению, так и «поведению» при сварке.

1. Конструкционные низкоуглеродистые низколегированные стали, применяемые для изготовления сварных конструкций, работающих в температурном интервале от - 70 ⁰С до + 475 ⁰С при средних нагрузках. В таких сталях содержание углерода до 0,25 %, суммарное содержание легирующих элементов ? 4-5 %; временное сопротивление (у_в) от 460 до 540 МПа; предел текучести (у_т) от 290 до 400 МПа; относительное удлинение (д₅) до 28 %; ударная вязкость (KCU -⁴⁰) до 0,5 МДж/м². К числу таких сталей можно отнести стали марок: 19Г, 14Г2, 18Г2, 10ХСНД, 14ХГС, 09Г2С и др., широко используемые в строительстве трубопроводов, конструкций газонефтехимических производств, судов, мостов и др. сооружений.

К этой же группе следует отнести и микролегированные стали. Наряду с экономией легирующих элементов при использовании таких сталей особенно в термо- и термомеханическом обработанном состояниях обеспечиваются высокая прочность и сопротивляемость хрупкому разрушению металла. Содержание углерода в этих сталях, как правило, не превышает 0,20 %. Микролегирующие элементы, входящие в состав сталей, находятся в следующих пределах, %: Al 0,06; Cr 0,25; Zr 0,15; V 0,15; Ti 0,2; Nb 0,06; Mo 0,20; B 0,05. Суммарное содержание Zr и Ti не превышает 0,2 %, а Nb, Ti и W - 0,16 %. В качестве микролегирующих элементов используют редкоземельные (Ce, La, Y), а также азот. Для повышения ударной вязкости и снижения анизотропии свойств ограничивают содержание серы (S) до 0,005 - 0,012 %. Широкое применение для сварных конструкций ответственного назначения нашли стали марок 14Г2АФ, 16Г2АФ, 18Г2АФ, 09Г2ФБ, 10Г2ФБ, 12Г2СМФ, 12ГН2МФАЮ. Аналогами этих марок сталей в зарубежной практике являются стали типов Х55 - Х80.

В последние годы получают распространение малоперлитные стали с ограниченным содержанием углерода (до 0,12 %). Для компенсации понижения прочности их легируют марганцем до 1,7 %, микролегируют V, Cr, Mo. К отечественным малоперлитным сталям относятся стали марок 07Г2ФБ, 08Г2СФБ, 09Г2ФБ.

2. Машиностроительные низколегированные стали с повышенным содержанием углерода (0,25 - 0,5 %) легированы Cr, Mn, Si, Ni и имеют суммарное содержание легирующих элементов до 3-4 %; предел прочности от 600 и до 1500 МПа. Оптимальные сочетания прочности, пластичности и вязкости стали получают после закалки и низкого отпуска. К ним относятся стали марок 35Х, 40Х, 35ХГСА, 35Г2, 40Г2 и др., применяемые для изготовления различных изделий в машиностроении. Можно отметить, что стали первых двух групп относятся к перлитному классу.

3. Конструкционные низколегированные стали со специальными свойствами (жаропрочностью, жаростойкостью), используемые в энергетическом, химическом и нефтехимическом машиностроении. В соответствии с условиями длительной работы под напряжением при высокой температуре стали должны обладать сопротивлением ползучести, длительной прочностью, стабильностью свойств во времени и жаростойкостью. Перечисленные свойства с учетом необходимости обеспечения технологичности сталей при выплавке, отливке, ковке, прокатке, термической обработке и сварке достигаются при низком содержании углерода (0,15 - 0,25%), суммарном содержание легирующих элементов до 3-4% , в число которых обязательно должны входить Мо (0,2 - 1,0 %) или композиции Мо - Cr (0,5 - 2,0%), Мо - Cr - V (0,1 - 0,3 %). Примером сталей этой группы являются стали марок 20М, 12МХ, 12ХМ, 15ХМ, 20ХМЛ, 12Х1МФ, 14Х2НМФА, 15Х1М1Ф и др.

4. Машиностроительные среднелегированные стали высокой прочности, служащие для изготовления сварных узлов и изделий специального назначения. В таких сталях содержание углерода может доходить до 0,5 % , суммарное содержание легирующих элементов до 7-9 % , у_в от 900 до 2000 МПа. Например, стали марок 42Х2ГСНМА, 40ХГСН3МА, 30Х2ГСНВМА и др.

5. Высоколегированные стали, обладающие особыми механическими и физико-химическими свойствами. В таких сталях суммарное содержание легирующих элементов доходит до 50 %.

6. Инструментальные стали, предназначенные для изготовления ударно-штампового и режущего инструмента. В таких сталях содержание углерода может достигать 1,5 % , а суммарное содержание легирующих элементов - до 25 %. Среди легирующих элементов обязательны сильные карбидообразующие - Cr, V, Ti и др.

Глава 1. Технология сварки конструкционных низкоуглеродистых низколегированных сталей

1.1 Особенности свариваемости

Основными требованиями при сварке этих сталей являются: обеспечение равнопрочности металла сварного соединения и основного металла; отсутствие дефектов сварного соединения; заданная геометрия сварного шва; производительность и экономичность процесса сварки [1, 11 - 13]. Эти требования обеспечиваются при выборе соответствующих сварочных материалов и доли участия основного металла в формировании шва в широком диапазоне параметров режима различных способов сварки плавлением. Вместе с тем с увеличением содержания углерода и легирующих элементов в сталях, а также толщины свариваемых элементов повышается чувствительность к закалке, образованию горячих и холодных трещин, а при сварке термоупрочненных сталей - к разупрочнению. Поэтому одной из основных отличительных технологических особенностей сварки низколегированных сталей, по сравнению с низкоуглеродистыми, является более узкий диапазон параметров режима сварки, обеспечивающих требуемые свойства сварных соединений. Проблемы свариваемости высокопрочных низколегированных сталей освещены в работах [3, 7, 9, 13].

Анализ основных проблем сварки конструкционных низкоуглеродистых низколегированных сталей, возникавших в течение последних десятилетий, показывает, что наибольшей явилось старение сварных соединений на мягких сталях. Случаи аварий вследствие хрупких изломов на сварных конструкциях имели место на кораблях, мостах и специальных конструкциях, что сдерживало дальнейшее расширение области применения сварки. Уменьшение склонности стали к старению решается снижением содержания растворенного в стали азота до 0,003% и менее, или же связыванием азота и получением стабильных нитридов (например, алюминия) или карбонитридов (например, титана, циркония, ниобия). Стремление получить стали, стойкие к старению, привело в последние годы к разработке сталей нового типа - микролегированных сталей. Микролегированные стали, а особенно последних марок с низким легированием марганцем, молибденом и микролегированием ниобием представляют собой последние достижения металлургического развития конструкционных свариваемых сталей [3].

Вопросы свариваемости микролегированных сталей до сих пор продолжают оставаться актуальными. Исследовано влияние ниобия на структуру и механические свойства швов, выполненных сваркой под флюсом [5]. Для экспериментов было отобрано шесть плавок низкоуглеродистых сталей, имеющих примерно одинаковый химический состав и содержащих от 0 до 0,085% ниобия (Nb). Результаты опытов показали, что ударная вязкость металла шва в значительной степени зависит от количества игольчатого феррита в структуре и величины предела текучести _т. В высокопрочных швах (с низким содержанием кислорода и значительным количеством игольчатого феррита в структуре) легирование ниобием оказывает рафинирующее действие на структуру металла шва. В швах с низкой прочностью и высоким содержанием кислорода введение ниобия способствует существенному снижению количества игольчатого феррита. Для определения конечной структуры металла шва в зависимости от скорости охлаждения и прочности необходимо использовать данные термокинетических диаграмм.

На основе термокинетического анализа и дилатометрических исследований построены диаграммы превращений при непрерывном охлаждении для металла шва четырех углеродисто-марганцевых сталей, легированных ниобием. После охлаждения с различной скоростью в металле шва возможно получение различной микроструктуры: доэвтектоидного, пластинчатого, игольчатого и реечного феррита. С помощью диаграмм изучено влияние ниобия (от 0 до 0,03%) на характер превращения в сварных швах различной прокаливаемости. В шве состава (в %): С = 0,1; Mn = 1,35; Si = 0,31, полученном сваркой под флюсом, ниобий увеличивает прокаливаемость и подавляет ферритное и перлитное превращения, снижает количество феррита по границам зерен и увеличивает содержание игольчатого феррита в металле шва. Снижение температуры образования игольчатого феррита приводит к некоторому его измельчению. В металле шва, содержащем (в %) С = 0,09; Мn = 1,0; Si = 0,15, полученном с использованием карбонатного флюса, ниобий способствует образованию пластинчатого феррита и подавляет образование доэвтектоидного феррита.

Весьма положительное влияние на повышение прочности стали оказывает комплексное легирование ниобием и ванадием ( сумма обеих примесей не должна превышать 0,15%). При содержании в стали 0,16-0,18 % С и ~1,5 % Мn временное сопротивление достигает 560-580 МПа, а предел текучести металла толщиной 16-20 мм 450 МПа, ударная вязкость такой стали при низких температурах высокая: при - 40 ⁰С она больше 300 кДж/м². Падение вязкости стали комплексного легирования после высокого отпуска не наблюдается.

Исследовано влияние ниобия и ванадия на механические свойства и склонность к хрупкому разрушению металла швов, сваренных под флюсом. Увеличение концентрации ванадия или ниобия в шве ведет к повышению прочности и ухудшению пластических свойств. Причиной охрупчивания с увеличением микролегирования швов является выделение мелкодисперсных карбидов ниобия и ванадия и карбонитридов, ведущее к развитию напряжений второго рода. Свариваемость микролегированных сталей целесообразно оценивать по индексам свариваемости:

; . (1)

Они учитывают влияние состава и позволяют классифицировать стали по их свариваемости при оптимальном способе сварки. При С_W < 0,35 % сталь можно сваривать ручной дуговой сваркой электродами с основным (фтористо-кальциевым) покрытием, механизированной сваркой под флюсом и в CO₂. Если С_w лежит в пределах 0,35-0,45%, то при сварке под флюсом погонную энергию следует уменьшить до 35 кДж/см. При С_w > 0,45% для получения хороших пластических свойств сварку ведут только электродами с фтористо-кальциевым покрытием

В связи с тенденцией к производству оборудования большой единичной мощности в различных отраслях промышленности возрос объем применения толстостенного проката из низколегированных сталей, свариваемость которого представляет определенные сложности. При сварке конструкций из толстостенного проката применяются: электрошлаковая сварка, сварка в узкую разделку механизированными дуговыми способами, электронно-лучевая сварка.

Одним из наиболее эффективных видов сварки конструктивных элементов большой толщины продолжает оставаться электрошлаковая сварка, расширившая возможности производства корпусов, котлов, продукции тяжелого машиностроения и станкостроения, роторов турбин, а также строительных и мостовых конструкций. Главной проблемой свариваемости при электрошлаковой сварке являются низкие пластические свойства крупнозернистой перегретой околошовной зоны, достигающей в случае сварки крупных элементов конструкций (толщиной >100 мм) ширины 5мм и более. Появление такой зоны требует полной перекристаллизационной термической обработки. Необходимость выполнения последующей нормализации сварных соединений с целью повышения их хладностойкости и связанное с этим увеличение трудоемкости и энергоемкости производства сдерживают применение этого способа сварки в промышленности. Поэтому одна из наиболее важных проблем свариваемости сталей состояла в разработке материала, технологии и термической обработки, которые позволили бы применять электрошлаковую сварку в случае толстостенных деталей без последующей нормализации.

Со временем определился ряд подходов к решению данной проблемы. Одним из направлений, обеспечивающих применение электрошлаковой сварки, является разработка новых сталей, не требующих последующей нормализации [7]. За счет дополнительного легирования марганцем, хромом

( 2%), молибденом ( 1%), при одновременном уменьшении содержания углерода до 0,1% удается обеспечить повышенную внутризеренную дисперсность металла шва и околошовной зоны сварных соединений, выполненных электрошлаковой сваркой. В перегретой зоне должна быть бейнитная или бейнитно-мартенситная структура без полиэдрического феррита, должно быть уменьшено содержание углерода (до 0,10-0,12%) с целью устранения видманштеттовой структуры и повышения ударной вязкости металла участка перегрева и, естественно, снижено содержание примесей (загрязнений). Измельчение бывшего аустенитного зерна на участке перегрева, например, путем микролегирования стали нитридами алюминия, является желательным, но не непременным условием получения стали, свариваемой электрошлаковой сваркой без нормализации. Наиболее просто и надежно легировать сталь элементами, которые увеличивают дисперсность, разориентированность внутризеренной структуры, устраняют видманштеттову структуру, подавляют выделение избыточного феррита по границам зерен или увеличивают его стойкость против хрупких разрушений. В этих целях хромомолибденовые стали целесообразно легировать повышенным (до ~2 %) количеством марганца, хрома или небольшими добавками бора. Сталь, предназначенную для электрошлаковой сварки без последующей нормализации, желательно микролегировать церием, что позволяет увеличить чистоту границ зерен. В таких сталях не должно быть микролегирующих элементов, образующих карбиды по границам зерен и вследствие этого резко повышающих критическую температуру хрупкости металла участка перегрева (например, 0,05-0,12 % Тi или 0,05-0,11 % Zr ).

Как показали исследования механических свойств, включающие испытания по методам механики разрушения, сварные соединения стали 10Х2ГМ, выполненные электрошлаковой сваркой, обладают достаточным запасом вязкости вплоть до температуры - 40 ⁰С [7]. Все же нельзя утверждать, что данная проблема уже решена на основе этого направления.

Другое направление связано с регулированием структуры и свойств сварных соединений в процессе электрошлаковой сварки. Оно характеризуется многообразием способов и технологических приемов. Известны способы повышения прочностных и пластических характеристик металла сварного шва за счет его легирования специальными элементами - модификаторами (титаном, молибденом, ванадием и др.), способствующими измельчению первичной столбчатой структуры [2, 4]. При электрошлаковой сварке по способу, предложенному в работе [4], между свариваемыми деталями помещают промежуточные прокладки, представляющие собой сетку из низкоуглеродистой стали, в которую запрессована порошковая смесь из раскислителей и легирующих элементов. Хорошие результаты достигнуты при электрошлаковой сварке низколегированных и низкоуглеродистых сталей порошковой проволокой [2]. Способ высокоскоростной электрошлаковой сварки плавящимся мундштуком в узкий зазор предназначен для сварки низколегированной стали, эксплуатируемой при низких температурах. Легирование сварного шва осуществляется через трубчатую электродную проволоку, заполненную флюсом основного типа, в который введены модификаторы. Рассмотренные способы приводят к повышению хладностойкости металла шва, однако, существенно не влияют на свойства участка перегрева зоны термического влияния сварных соединений.

Большинство из известных технологических приемов базируется на регулировании теплового режима в зоне сварки величиной погонной энергии. Например, известен способ электрошлаковой сварки, при котором перед подачей электрода в шлаковую ванну осуществляют его предварительный подогрев за счет увеличения вылета или током от независимого источника [1]. На этом же принципе основан способ электрошлаковой сварки с одновременным оплавлением кромок основного металла при помощи дополнительного электрода, вводимого в шлаковую ванну [14]. Для увеличения производительности сварки при одновременном уменьшении перегрева металла околошовной зоны предложен способ электрошлаковой сварки с присадкой дополнительного материала в виде обесточенной проволоки или пластины, помещаемой в сварочный зазор [6]. Этот способ позволяет примерно в полтора раза повысить скорость сварки и соответственно ограничить погонную энергию. Предложен способ, ограничивающий тепловложение в процессе электрошлаковой сварки, за счет дополнительной подачи в шлаковую ванну порошкообразного присадочного металла. Процесс плавления такого рода металла не сопровождается сильным перегревом, поскольку теплонасыщение гранул происходит мгновенно. При этом примерно в четыре раза сокращается время выдержки околошовной зоны выше температуры интенсивного роста зерна. Снижение степени перегрева металлической ванны, уменьшение ее объема и времени пребывания в жидком состоянии, увеличение скорости нагрева и охлаждения способствуют улучшению свойств металла шва.

Широкое распространение как в нашей стране, так и за рубежом получили способы ограничения тепловложения при электрошлаковой сварке при помощи уменьшения объема наплавленного металла. Последнее достигается за счет изменения величины сварочного зазора, сваркой тонкой проволокой в узкий зазор. Например, уменьшение ширины зазора примерно на 45% приводит к увеличению скорости сварки и снижению тепловложения почти в два раза. Это способствует уменьшению перегрева металла сварного соединения и повышению его стойкости против хрупкого разрушения.

Одним из наиболее эффективных оказалось направление, связанное с внешним воздействием на параметры термических циклов посредством принудительного охлаждения сварного соединения [8]. Этот способ электрошлаковой сварки позволяет непосредственно в процессе сварки обеспечить заданный фазовый состав структуры, а следовательно, и механические свойства сварных соединений. Это положение подтверждено исследованиями, показавшими возможность обеспечения необходимого комплекса эксплуатационных характеристик сварных соединений из термически упрочненных и нормализованных сталей марок 10Г2ФР, 16ГС, 09Г2С. 20К, 20ЮЧ, 12ХМ толщиной 26-100 мм, выполненных электрошлаковой сваркой с регулированием термических циклов. Известен положительный опыт сочетания различных методов для регулирования параметров термических циклов, например, одновременное применение сопутствующего охлаждения и дополнительной подачи в шлаковую ванну порошкообразного присадочного металла (ППМ) при сварке стали марок 10Г2ФР, 12ХМ. Сопутствующее охлаждение оказывает существенное влияние на стадию охлаждения, подача ППМ- на стадию нагрева. При одновременном применении ППМ и сопутствующего охлаждения их воздействие на термические циклы суммируется и позволяет наиболее эффективно оптимизировать их параметры.

Рассмотренные способы, предложенные для снижения структурно-механической неоднородности сварных соединений и повышения их хладностойкости, свидетельствуют о широкой возможности применения электрошлаковой сварки при изготовлении сварных конструкций из толстолистового металла за счет правильного выбора методов регулирования процесса.

Одним из эффективных способов повышения технологических и служебных характеристик металла сварных швов (пластичности, ударной вязкости, жаро- и коррозионной устойчивости, хладностойкости и пр.) является улучшение структуры путем микролегирования редкоземельными металлами (РЗМ). Информационный взрыв, касающийся применения РЗМ в машиностроительной металлургии, произошел в конце 60-х годов 20-го века и направления его разрабатываются до сих пор. За рубежом наибольший интерес этой проблеме уделяется в США и Японии. Из известных 17 редкоземельных металлов применение в металлургической промышленности нашли иттрий и церий. РЗМ (в частности, церий) могут выступать в роли раскислителей, десульфураторов, модификаторов, а также микролегировать металл, изменяя его физико-механические характеристики.

В публикациях, посвященных применению РЗМ в сварочной технике, основное внимание уделяется исследованиям по влиянию РЗМ на структуру и свойства наплавленного металла различных конструкционных материалов, свойства присадочных проволок, стабильность горения дуги.

Весьма перспективным является микролегирование РЗМ сварочных материалов, применяемых для изготовления сварных конструкций, эксплуатируемых в условиях пониженных температур, в которых требования по пластичности и вязкости металла шва является основным критерием. Исследовалось влияние РЗМ и их окислов на механико-технологические свойства наплавленного металла. Металл для исследования наплавляли электродом типа Э-50 с введением в покрытие РЗМ - иттрия и окислов иттрия, церия, диспрозия, эрбия в количестве 0,2 - 3,0 %. Выявлена экстремальная зависимость влияния иттрия на ударную вязкость и пластические свойства. Прочностные характеристики не претерпевают заметного изменения. При введении окислов РЗМ наблюдается тенденция повышения всей гаммы механических свойств. Однако значение ударной вязкости и пластичности ниже, чем при обработке наплавленного металла иттрием. Особенно большой прирост получен по ударной вязкости при испытании на хладностойкость наплавленного металла, микролегированного иттрием. Основной причиной повышения хладностойкости низколегированного наплавленного металла, обработанного иттрием, является рафинирование переплавленного металла, снижение содержания примесей на границе зерен и придание этим примесям сфероидальной формы. Кроме того микродобавки приводят к измельчению зерен феррита. Пластины цементита перлитной составляющей, как установлено при электронно-микроскопическом исследовании, дробятся, теряют ориентировку, образуя прерывистые цепочки по границам зерен, края их округляются. При введении ~ 1% иттрия внутри и по границам зерен начинает образовываться новая фаза, большей частью овальной формы, имеющая светло-розовую окраску на нетравленом шлифе. Новая фаза обогащена иттрием, что установлено микрорентгеноспектральным анализом.

Обработка наплавленного металла иттрием влияет на форму, содержание и размеры неметаллических включений. Крупные неправильной формы включения располагаются, как правило, цепочками, диспергируют, приобретают шаровидную форму и равномерно распределяются по сечению. Количество их уменьшается. Однако введение иттрия выше оптимального содержания приводит к увеличению количества неметаллических включений, не меняя их форму и расположение. Повышение содержания иттрия до 3% приводит к образованию грубых игольчатых структур бейнита и структурно-свободного феррита, что влечет за собой повышение характеристик прочности, падение показателей пластичности.

Введение РЗМ как в основной металл, так и в сварочные материалы существенно влияет на технологические характеристики и стабильность процесса сварки. Изучено влияние РЗМ, вводимого в сталь в количестве 0,013; 0,021и 0,03 %, на стабильность горения дуги, внешний вид шва и разбрызгивание при сварке плавящимся электродом в защитной смеси СО₂ - Аr. Установлено, что частота переноса металла в моменты коротких замыканий и разбрызгивание металла уменьшаются при повышении концентрации РЗМ в основном металле. При введении РЗМ в электродную проволоку при сварке в аргоне легированных и низколегированных сталей, на постоянном токе обратной полярности торец электрода резко заостряется благодаря этому ограничивается блуждание дуги и устанавливается стабильный режим сварки с короткими замыканиями даже при относительно высоком напряжении на дуге (частота 250 Гц). На прямой полярности явление заострения проволоки не наблюдается, но из-за воздействия присадок РЗМ дуга горит стабильно. При сварке на переменном токе присадки РЗМ позволяют применять источники питания с низким напряжением холостого хода за счет снижения напряжения повторного зажигания дуги. Таким образом, обработка сварочной ванны оптимальным количеством РЗМ оказывает благотворное влияние на комплекс механико-технологических свойств низколегированного наплавленного металла. РЗМ в процессе образования сварного шва оказывают сложное действие - наряду с рафинированием модифицируют наплавленный металл, что позволяет считать микролегирование РЗМ существенным резервом повышения качества сварных соединений.

1.2 Технологические особенности сварки

Низкое содержание углерода и относительно низкая степень легирования делает конструкционные низкоуглеродистые низколегированные стали мало чувствительными к термическому циклу сварки (ТЦС). Под действием сварочного нагрева в околошовной зоне (ОШЗ), как правило, не образуется закалочных структур при соблюдении следующих условий.

Влияние ТЦС на механические свойства металла сварных соединений можно проиллюстрировать такими зависимостями (рис. 1,а).

При низких значениях погонной энергии q_n, происходит подкалка метала ОШЗ, а при высоких - чрезмерно растет зерно, что также является нежелательным. Но при определенном (q_n=const) значении погонной энергии при сварки различных толщин будет различная скорость охлаждения V_охл. Поэтому критерием пригодности выбранного режима сварки должна быть скорость охлаждения V_охл. металла шва и ОШЗ, соответствующая определенному значению погонной энергии._.

Зависимость механических свойств сварного соединения от V_охл носит обратный характер (рис. 1,б). Многочисленными исследованиями для некоторых сталей были определены оптимальные V_охл металла ОШЗ (табл. 1). Поэтому, выбрав режим сварки по условиям формирования и обеспечения заданных геометрических размеров сварного шва, необходимо произвести расчетную проверку действительной скорости охлаждения V_охл металла ОШЗ, соответствующей данному режиму.

Таблица 1

Оптимальный диапазон скоростей охлаждения сварных соединений

Марка стали	10ХСНД	10ХГ2С1Д	09Г2	10ГС
Vохл. 0С/сек	3-70	3-60	3,1-50	2,9-40

Расчет действительной скорости охлаждения V_охл металла ОШЗ для данного режима выполняется по формулам Н.Н.Рыкалина.

1. Для случая наплавки на поверхность массивного изделия:

. (2)

2. Для сварки металла толщиной S:

. (3)

3. Для однопроходной сварки встык со сквозным проплавлением:

 (4)

где V_охл - действительная скорость охлаждения при температуре T_m ( ⁰С/с );

T_m - температура минимальной устойчивости аустенита, ⁰С;

л - коэффициент теплопроводности, Вт/м ⁰С;

Т₀ - начальная температура изделия, ⁰С;

q_п - погонная энергия, Дж/м;

сс- объемная теплоемкость, Дж/м^{3 0}С;

S - толщина свариваемого металла, м;

щ - безразмерный критерий, являющийся функцией величины обратной безразмерной температуры.

щ = f; (5)

Вычислив по графику Н.Н.Рыкалина (рис.2), находим величину щ

Размещено на http://www.allbest.ru/

Размещено на http://www.allbest.ru/

Формулы (2) и (3) выведены Н.Н. Рыкалиным для мощного быстродвижущегося точечного источника тепла на поверхности тела. При сварке первого прохода в разделку или таврового соединения действительная схема ввода тепла и условия теплоотвода отличаются от принятой расчетной схемы - точечного источника.

Размещено на http://www.allbest.ru/

Размещено на http://www.allbest.ru/

Рис.3. Расчетная (а) и действительная (б) схема ввода тепла при сварке стыкового соединения

Для сходимости результатов расчета с практикой Н.Н. Рыкалиным предложено вводить так называемые коэффициенты приведения К₁ и К₂ на которые необходимо помножить значения q_п и S при расчетах по формулам (3-5)

; . (6)

Для первого прохода стыкового соединения с углом разделки :

. (7)

Для некоторых типов соединения значения К₁ и К₂ были определены Н.Н.Рыкалиным экспериментально.

Таблица 2

Коэффициенты приведения для расчета при сварке 1-го слоя

	Стыковое соединение б=600	Тавровое, нахлесточное Соединение	Крестовое соединение
К1	3/2	2/3	1/2
К2	3/2	1	1

Для обеспечения равнопрочности сварного соединения и основного металла в целом необходимо получить равнопрочными не только ЗТВ, но и металл шва, что обеспечивается рациональным выбором сварочных материалов.

1.3 Выбор сварочных материалов при сварке низколегированных сталей

Так как при сварке металл шва дополнительно легируется элементами, входящими в основной металл, то его прочность повышается, а пластичность снижается по сравнению с характеристиками наплавленного металла. Поэтому для расчетной оценки пригодности принятого сварочного материала необходимо рассчитать химический состав металла шва и по его составу определить механические свойства.

В случае ручной дуговой сварки покрытыми электродами (РДС) последовательность расчета следующая.

Определяется химический состав металла шва:

, (8)

где [X]_мшв, [X]_ом, [X]_нм - содержание элемента Х в металле шва, основном и наплавленном металлах;

г - доля участия основного металла в формировании металла шва;

(1- г) - доля участия наплавленного (электродного) металла в формировании металла шва.

Доля участия основного металла г определяется по следующей зависимости:

(9)

Площади наплавки и проплавления можно определить как:

; (10)

, (11)

где q- эффективная тепловая мощность дуги;

V_св- скорость сварки;

S_пл - объемное теплосодержание расплавленного металла;

з_t - термический к.п.д дуги, представляющий собой процент тепла введенного в изделие, определяется по графику Н.Н. Рыкалина (рис.4).

; , (12)

где а- коэффициент температуропроводности.

Эта методика справедлива для случая сварки встык без скоса кромок.

При наличии разделки зависимость усложняется.

, (13)

где К_в- коэффициент разделки, К_в=f(в)

- коэффициент влияния разделки, где с - величина притупления в разделке; b- величина зазора в стыке.

Размещено на http://www.allbest.ru/

Размещено на http://www.allbest.ru/

По найденному химическому составу металла шва рассчитывают его механические характеристики по эмпирическим формулам Б.Д. Лебедева ( справедливы для низколегированных сталей первой и второй групп):

= 4,8+50С +25,2Mn + 17,5Si +23,9Cr +7,7Ni + 70Ti + 17,6Cu +8W

+29Ae +16,8Mo; (14)

для предела текучести шва ; (15)

для твердости шва по Бринелю ; (16)

для относительного удлинения шва, %

=50,4 - [21,8С + 15Mn + 4,9Si + 2,4Ni + 5,8Cr + 6,6Ti + 6,2Cu + 17,1Ae + +2,7Mo], %; (17)

для относительного поперечного сужения ; (18)

для ударной вязкости шва при Т=20 ⁰С, кгсм/см²

, (19)

где С, Mn и т.д. - содержание элемента в процентах в металле шва.

Эти формулы дают возможность рассчитать значения механических характеристик только при V_охл=2,3 ⁰С/с. Рассчитанные величины должны быть откорректированы по действительной V_охл. Для этого по химическому составу металла шва находят так называемый эквивалент углерода, С_экв:

(20)

Затем по графикам (рис.6) определяют значения корректирующих коэффициентов, на которые домножаются значения механических свойств, рассчитанных для V_охл=2, 3 ⁰С/с

; ; ; . (21)

Такова схема расчетной оценки пригодности выбранного сварочного материала для РДС плавящимся электродом.

В случае автоматической сварки под флюсом (АСФ) и в среде СО₂ схема расчета аналогична, хотя и имеет свои особенности. При сварке под активными флюсами в результате кремне-марганцевосстановительного процесса происходит дополнительное легирование металла шва и снижение содержание углерода на 0.02 - 0.03 %. Приращение кремния и марганца в металле шва зависит от параметров режима сварки и может быть определено по следующим зависимостям:

; (22)

, (23)

где и А_(MnO) - относительные химические активности SiO₂ и MnO во флюсе; [Si]_и и [Mn]_и - исходные концентрации кремния и марганца в сварочной проволоке; U_д - напряжение дуги; I_св - сварочный ток; V_св - скорость сварки, м/ч.

При сварке в среде углекислого газа происходит выгорание легирующих элементов, которое необходимо учитывать при расчете химического состава металла шва. В этом случае состав металла шва определяется по следующему выражению:

[X]_шв = [X]_{ом R} + [X]_{эп R}(1 - ), (24)

где _R - коэффициент перехода легирующего элемента из основного металла и сварочной проволоки соответственно (табл. 3).

Таблица 3

Коэффициенты перехода легирующих элементов при механизированной сварке в СО₂

Коэффициент	Легирующие элементы
перехода: из основного металла из электродной проволоки	C	Si	Mn	Cr	Ni
	0,92 0,55	0,97 0,69	0,93 0,64	0,97 0,89	1,0 0,99

Дальнейший порядок расчета не отличается от выше описанного.

1.4 Сварка низколегированных сталей различными способами

Ручная дуговая сварка низколегированных сталей выполняется в основном электродами с фтористо-кальциевым покрытием типа Э-42А, Э-50А, обеспечивающими более высокую технологическую прочность и повышенные пластические свойства по сравнению с электродами других типов. Для сварки сталей с пониженным содержанием углерода (например 09Г2) в ряде случаев используют электроды с рутиловым покрытием, например АНО-1. Наиболее широко применяют электроды марок УОНИИ 13/45А, СМ-11, АНО-8 (тип Э-42А) и УОНИИ 13/55, ДСК-50, АНО-7 (тип Э-50А), обеспечивающие прочность и пластичность металла шва на уровне свойств основного металла.

Высокая прочность металла шва при сварке электродами типа Э-42А достигается за счет перехода легирующих элементов в шов из основного металла и повышенной скорости охлаждения металла шва. Для сварки кольцевых швов трубопроводов, работающих при температурах до - 70 ⁰С, например из стали 10Г2, находят применение электроды марки ВСН-3 с фтористо-кальциевым покрытием.

Требования к конструктивным элементам и геометрическим размерам сварных швов регламентируются ГОСТ 5264-80 и ГОСТ 15535-75.

Механизированная сварка под флюсом в большинстве случаев выполняется с применением тех же сварочных материалов, что и при сварке низкоуглеродистых сталей: плавленные флюсы АН-348А, ОСЦ-45 (однодуговая сварка), АН-60 (многодуговая сварка), а также сварочные проволоки Св-08ГА, Св-10Г2. Для сварки микролегированных сталей, например 15Г2АФ, в ряде случаев применяют низкокремнистый флюс АН-22 в сочетании с проволоками Св-08ХМ и Св-10НМА. Однако при этом швы менее стойки против кристаллизационных трещин, вследствие чего сварку следует выполнять с предварительным подогревом.

Металл швов, сваренных под флюсом, благодаря значительной доли участия основного металла и достаточному содержанию легирующих элементов обладает более высокой стойкостью против коррозии в морской воде, чем металл швов, сваренных покрытыми электродами обычного состава.

Требования к конструктивным элементам и геометрическим размерам сварных швов регламентируются ГОСТ 8713-79 и ГОСТ 15534-75.

Механизированная сварка в защитных газах выполняется в основном в полуавтоматическом режиме. Технология сварки низколегированных сталей в углекислом газе практически ничем не отличается от технологии сварки низкоуглеродистой стали. На практике применяют те же сварочные материалы, что и для сварки низкоуглеродистой стали. Так, стали 15ХСНД, 14ХГС, 10ХСНД сваривают сварочной проволокой Св-08Г2С. При однослойной сварке и сварке не более чем в два-три слоя можно применять проволоку Св-12ГС.

Механизированную сварку в СО₂ выполняют также порошковыми проволоками ПП-АН4 и ПП-АН-8, при этом швы равнопрочны основному металлу и имеют повышенные пластические характеристики.

Для повышения коррозионной стойкости сварных соединений в морской воде применяют сварочную проволоку Св-08ХГ2С, обеспечивающую дополнительное легирование металла шва хромом.

Требования к конструктивным элементам и геометрическим размерам сварных швов регламентируются ГОСТ 14771-76 и ГОСТ 23518-79.

Электрошлаковая сварка низколегированных сталей эффективна при сварке проката большой толщины, как правило, более 30 - 40 мм. Равнопрочность сварных соединений обеспечивается при использовании сварочных проволок Св-10Г2 или Св-08ГС в сочетании с флюсами АН-8 или ФЦ-7.

При электрошлаковой сварке из-за длительного пребывания при температуре более 1000 - 1100 ⁰С в околошовном участке ЗТВ образуются крупные зерна аустенита, распад которых в условиях замедленного охлаждения сопровождается возникновением видманштеттовой структуры с пониженной ударной вязкостью по сравнению с основным металлом. Для повышения ударной вязкости сварные соединения подвергаются последующей или сопутствующей высокотемпературной обработке - нормализации, после которой осуществляют высокий отпуск для снятия сварочных напряжений, если толщина проката превышает 36 мм.

При выполнении нормализации температура печи при посадке сварных изделий, аппаратов или их узлов должна быть не более 250 - 300 ⁰С, и скорость нагрева не должна превышать 100 - 150 ⁰С/ч. Охлаждение - на спокойном воздухе.

При проведении последующего отпуска температура печи при посадке и скорость нагрева сварных изделий такие же, как и при нормализации. Температура при выгрузке - не более 300 ⁰С.

Температура нагрева при нормализации сварных изделий составляет 910 - 920 ⁰С, а при высоком отпуске 650 10 ⁰С. Время выдержки при нормализации 1 - 1,5 мин на 1 мм толщины проката. При высоком отпуске время выдержки выбирается из расчета 2 - 3 мин на 1 мм толщины проката. После охлаждения на спокойном воздухе структура металла шва и ЗТВ - ферритно-перлитная. Структура сварных соединений характеризуется высокой степенью дисперсности.

С целью повышения эффективности применения электрошлаковой технологии за счет исключения необходимости применения последующей высокотемпературной обработки сварных соединений возможно применение технологических способов регулирования структуры и свойств, рассмотренных в п.1.1.

Требования к конструктивным элементам и геометрическим размерам сварных швов регламентируются ГОСТ 1564-79.

Глава 2. Технология сварки машиностроительных низколегированных сталей (с повышенным содержанием углерода )

2.1 Особенности свариваемости

Рассматриваемая группа сталей ( 40Х, 30ХГСА, 25Н3 и др.) относится к закаливающимся сталям, в сварных соединениях которых под действием термического цикла сварки (ТЦС) могут образовываться хрупкие и малопластичные зоны в участках, где металл нагревался до температур выше точки Ас₃. Распад аустенита при охлаждении в условиях сварочного термического цикла начинается при более низких температурах и в некоторых случаях полностью не заканчивается даже при остывании до 20 ⁰С. При этом в структуре металла наряду с мартенситом остается нестабильный остаточный аустенит (в зависимости от уровня легирования).

Стали, склонные к резкой закалке, имеющие в результате ТЦС структуру мартенсита и остаточного аустенита при повышенной концентрации водорода и воздействии внутренних напряжений чувствительны к образованию холодных трещин (ХТ). Наиболее часто ХТ образуются в швах и ОШЗ среднеуглеродистых и легированных сталей перлитного и мартенситного классов, свариваемых проволокой, состав которой близок к составу основного металла. Холодные трещины возникают как в интервале температур образования мартенсита (250 ⁰С и ниже), так и после полного остывания сварного соединения, спустя некоторое, иногда значительное время после сварки ( 1- 2 суток). Чем ниже температура распада аустенита, грубее структура мартенсита, выше уровень внутренних сварочных и структурных напряжений, тем вероятнее образование ХТ. С увеличением толщины свариваемого металла возможность образования холодных трещин возрастает.

Элементы, снижающие температуру М превращения, усиливают склонность металла к образованию холодных трещин. В указанных сталях температура мартенситного превращения снижается при повышении содержания марганца, никеля, хрома, молибдена и др. О свариваемости стали применительно к ее чувствительности к закаливаемости судят по эквиваленту углерода, определяемого по соотношению (20).

Стали с С_экв > 0,45 склонны к образованию холодных трещин при сварке. Однако этот критерий не является основанием для неприменения стали в сварной конструкции. При одном и том же показателе С_экв стали с большим содержанием углерода имеют более высокую чувствительность к ХТ, чем сложнолегированные стали с меньшим содержанием углерода. Образование холодных трещин спустя некоторое время после полного остывания сварного соединения является наиболее неприятным, так как качество изделия теряется после его контроля. Замедленное разрушение связано с фиксированием нестабильного остаточного аустенита в структуре мартенсита при быстром остывании участков сварных соединений, нагревающихся выше точки Ас₃. Остаточный аустенит с течением времени распадается при Т = 20 ⁰С. Интенсивность этого процесса усиливается при охлаждении ниже 0 ⁰С.

2.2 Особенности технологии и техники сварки

Введение дополнительного количества углерода делает эти стали весьма чувствительными к термическому циклу сварки. В результате такие стали обладают склонностью к резкой закалке металла околошовной зоны, что приводит к снижению пластичности и повышению хрупкости сварного соединения.

Технологический процесс необходимо строить таким образом, чтобы не происходила закалка металла ОШЗ. Вспомним диаграмму превращения аустенита (рис.7).

Рис. 7. Диаграммы превращения аустенита:

а - изотермическое превращение; б - анизотермическое превращение (непрерывное охлаждение); V₁ - скорость охлаждения, соответствующая началу образования мартенсита; V₂ - скорость охлаждения, при которой образуется 100% мартенсита; I - зона полной закалки; II -зона частичной закалки; III - зона стабильных структур; V_ф - скорость, при которой начинается выделение феррита; А - аустенит; Ф - феррит; П - перлит; Пр - промежуточные структуры; М - мартенсит

Кривые начала и конца распада аустенита с увеличением содержания углерода сдвигаются вправо, что приводит к уменьшению величины критической скорости охлаждения. Представим кривые охлаждения (V₁, V₂) в виде усредненных прямых, тогда можно вывести значение критической скорости охлаждения:

, (25)

где ф_min= ф^/_min+ ф^//_min .

В зависимости от взятой величины ф_min можно получить первую или вторую критические скорости охлаждения (V₁ или V₂).

Необходимо отметить, что в паспортных данных большого числа сталей имеются все необходимые сведения для расчета V_кр. Однако все эти данные относятся к изотермическому распаду аустенита. При сварке же охлаждение происходит непрерывно. При непрерывном охлаждении аустенита точки начала и конца распада по сравнению с изотермическим распадом смещаются:

...